DE69632551T3

DE69632551T3 - Schaltungssubstrat aus Siliziumnitrid

Info

Publication number: DE69632551T3
Application number: DE69632551.9T
Authority: DE
Inventors: Kazuo Ikeda; Hiroshi Komorita; Yoshitoshi Sato; Nichiyasu Komatsu; Nobuyuki Mizunoya
Original assignee: Toshiba Corp
Current assignee: Toshiba Corp
Priority date: 1995-06-23
Filing date: 1996-03-19
Publication date: 2014-02-06
Anticipated expiration: 2016-03-20
Also published as: DE69632551D1; DE69632551T2

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Erfindung betrifft eine Siliciumnitrid-Leiterplatte, die in einer Halbleitervorrichtung oder dergleichen verwendet wird, und insbesondere eine Siliciumnitrid-Leiterplatte, deren Wärmeabstrahlungseigenschaften und mechanische Festigkeit gleichzeitig verbessert sind und deren Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften verbessert sind.
In der vorliegenden Erfindung wird ein hochfestes Siliciumnitrid-Substrat mit einer thermischen Leitfähigkeit (Wärmeleitfähigkeit) von 60 W/m·K oder mehr verwendet, um eine Leiterplatte zu verbessern, wodurch es möglich ist, eine dünne Leiterplatte auszubilden. Wenn die Dicke der Leiterplatte vermindert wird, wird eine kompakte, sehr präzise Leiterplatte erhalten und die Anschaffungskosten oder die Materialkosten können gesenkt werden. Die maximale Biegefestigkeit und Bruchfestigkeit der Leiterplatte werden im Vergleich zu einer herkömmlichen Leiterplatte beträchtlich verbessert. Aus diesem Grund bricht die Leiterplatte nicht leicht, wenn die Leiterplatte in eine Halbleitervorrichtung oder dergleichen einbezogen oder eingebaut wird und die Herstellungsausbeute der Halbleitervorrichtung kann beträchtlich verbessert werden. Wenn das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Festigkeit, hervorragender Wärmeabstrahlung und hoher Wärmeleitfähigkeit eingesetzt wird, kann auch eine Leiterplatte des stark wärmeerzeugenden Typs und des großflächigen Typs (z. B. ein MCM: Multichipmodul) hergestellt werden, in dem eine Mehrzahl von Halbleiterelementen oder -chips montiert werden kann.
STAND DER TECHNIK
Eine Leiterplatte, bei der eine Metallschaltungsschicht mit elektrischer Leitfähigkeit mit einem Lötmaterial integral an die Oberfläche eines Keramiksubstrats wie z. B. eines Aluminiumoxid-Sinterkörpers (Al₂O₃-Sinterkörpers), der hervorragende Isoliereigenschaften aufweist, gebunden ist, und ein Halbleitermaterial an einer vorgegebenen Position der Metallschaltungsschicht montiert ist, wird gebräuchlich verwendet.
Ein Keramiksinterkörper, der Siliciumnitrid als Hauptkomponente enthält, weist in einer Hochtemperaturumgebung von 1000°C oder mehr eine hervorragende Wärmebeständigkeit auf, und hat eine hervorragende Wärmeschockbeständigkeit. Aus diesem Grund wird versucht, Keramiksinterkörper als Strukturmaterial für hohe Temperaturen, das herkömmliche wärmebeständige Superlegierungen ersetzen kann, für verschiedene hochschmelzende wärmebeständige Teile wie z. B. Gasturbinenteile, Motorenteile oder mechanische Teile zur Stahlherstellung einzusetzen. Da Keramiksinterkörper darüber hinaus eine hohe Korrosionsbeständigkeit bezüglich eines Metalls aufweisen, wird versucht, Keramiksinterkörper als schmelzbeständiges Material für ein geschmolzenes Metall zu verwenden. Da der Keramiksinterkörper eine hohe Abriebbeständigkeit aufweist, wird versucht, den Keramiksinterkörper für ein Gleitelement zu verwenden, wie z. B. ein Lager oder ein Schneidwerkzeug.
Für einen herkömmlichen Siliciumnitrid-Keramiksinterkörper ist die folgende Zusammensetzung bekannt. Ein Oxid eines Seltenerdelements oder eines Erdalkalielements wie z. B. Yttriumoxid (Y₂O₃), Ceroxid (CeO) oder Calciumoxid (CaO) wird als Sinterhilfsmittel einem Siliciumnitrid-Materialpulver zugesetzt. Durch die Verwendung eines solchen Sinterhilfsmittels werden die Sintereigenschaften verbessert und es kann eine hohe Festigkeit erhalten werden.
Die europäische Patentanmeldung EP-A-0587119 beschreibt einen Siliciumnitrid-Sinterkörper, der 2,0 bis 7,5 Gew.-% eines Seltenerdelements als Oxid und insgesamt nicht mehr als 0,3 Gew.-% Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Fremdelemente enthält, und eine Wärmeleitfähigkeit von nicht weniger als 60 W/m·K aufweist, sowie eine Siliciumnitrid-Kristallphase und eine Korngrenzenphase umfasst, wobei das Verhältnis der Fläche einer Kristallverbindungsphase, die in der Korngrenzenphase ausgebildet ist, zu der Fläche der Korngrenzenphase nicht weniger als 20% beträgt.
Ein herkömmlicher Siliciumnitrid-Sinterkörper wird folgendermaßen hergestellt. Ein Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver wird mit dem vorstehend genannten Sinterhilfsmittel versetzt, worauf geformt wird. Das Formelement wird in einem Sinterofen bei einer Temperatur von etwa 1600°C bis 2000°C für eine vorgegebene Zeit gesintert und dann im Ofen abgekühlt. Der resultierende Sinterkörper wird dann Schleif- und Polierverfahren unterworfen.
Obwohl die mechanische Festigkeit eines mit dem vorstehend genannten herkömmlichen Verfahren hergestellten Siliciumnitrid-Sinterkörpers, wie z. B. der Zähigkeitswert, hervorragend ist, sind die Wärmeleitfähigkeitseigenschaften im Vergleich zu anderen Sinterkörpern wie z. B. einem Aluminiumnitrid-Sinterkörper (AlN-Sinterkörper), einem Berylliumoxid-Sinterkörper (BeO-Sinterkörper) und einem Siliciumcarbid-Sinterkörper (SiC-Sinterkörper) beträchtlich verschlechtert. Aus diesem Grund wird der Siliciumnitrid-Sinterkörper in der Praxis nicht als Material für elektronische Bauteile wie z. B. eine Halbleiter-Leiterplatte verwendet, bei der Wärmeabstrahlungseigenschaften erforderlich sind, und der Anwendungsbereich des Siliciumnitrid-Sinterkörpers ist in nachteiliger Weise beschränkt.
Da ein Aluminiumnitrid-Sinterkörper (AlN-Sinterkörper) im Vergleich zu anderen Keramiksinterkörpern eine hohe Wärmeleitfähigkeit und einen niedrigen Wärmeausdehnungskoeffizienten aufweist, wird der Aluminiumnitrid-Sinterkörper gebräuchlich als Bauteil für Leiterplatten oder Einkapselungsmaterial zur Montage eines Halbleiterelements (Chips) verwendet, das eine hohe Geschwindigkeit, eine hohe Ausgangsleistung, Multifunktionseigenschaften und eine zunehmende Größe aufweist. Ein AlN-Sinterkörper mit ausreichender mechanischer Festigkeit kann jedoch nicht erhalten werden. Aus diesem Grund findet in dem Schritt der Einkapselung einer Leiterplatte eine Beschädigung statt und der Einkapselungsschritt wird mühsam, wodurch die Herstellungseffizienz einer Halbleitervorrichtung abnimmt.
Insbesondere wenn eine Leiterplatte, die ein Keramiksubstrat, wie z. B. den Aluminiumnitrid-Sinterkörper oder einen Aluminiumoxid-Sinterkörper, als Hauptbestandteilsmaterial aufweist, in dem Zusammenbauschritt mit Schrauben oder dergleichen an einer Einkapselungsplatte fixiert werden soll, wird die Leiterplatte durch eine geringfügige Verformung beschädigt, die durch die Druckkraft der Schrauben oder einen Stoß bei der Handhabung verursacht wird, wodurch die Herstellungsausbeute einer Halbleitervorrichtung beträchtlich abnehmen kann.
Aus diesem Grund kann eine große Leiterplatte mit einer großen Substratfläche nicht leicht ausgebildet werden. Beim Zusammenbau einer Halbleitervorrichtung wird gemäß der Anzahl der erforderlichen Funktionen eine große Zahl von Leiterplatten jeweils in den Vorrichtungshauptkörper eingebaut. Aus diesem Grund wird der Einkapselungsschritt mühsam und die Herstellungseffizienz der Halbleitervorrichtung verschlechtert sich.
Daher besteht ein Bedarf für eine Leiterplatte mit hoher Festigkeit, die gegenüber einer externen Kraft beständig ist, eine hohe Zähigkeit, eine hohe Ausgangsleistung und hervorragende Wärmeabstrahlungseigenschaften aufweist, welche die starke Wärmeerzeugung bewältigen.
Bei einer Leiterplatte, die so ausgebildet wird, dass eine Metallschaltungsschicht und wärmeerzeugende Teile wie z. B. Halbleiterelemente auf der Oberfläche eines Aluminiumnitridsubstrats integral aneinander gebunden sind, sind die mechanische Festigkeit und die Zähigkeit des Aluminiumnitrid-Substrats selbst unzureichend. Aus diesem Grund werden dann, wenn die Leiterplatte wiederholten Wärmezyklen ausgesetzt wird, in dem Aluminiumnitrid-Substrat in der Nähe des Bindungsabschnitts der Metallschaltungsschicht leicht Risse gebildet. Daher verschlechtern sich die Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften und die Zuverlässigkeit.
In einem Fall, bei dem eine Leiterplatte unter Verwendung eines Keramiksubstrats wie z. B. Aluminiumnitrid mit hoher Wärmeleitfähigkeit hergestellt wird, muss ein Aluminiumnitrid-Substrat mit großer Dicke verwendet werden, um einen bestimmten Festigkeitswert und eine hohe dielektrische Durchschlagsfestigkeit sicherzustellen. Aus diesem Grund nimmt der Wärmewiderstandswert der gesamten Leiterplatte ungeachtet der hohen Wärmeleitfähigkeit des AlN-Substrats zu. Daher kann eine Wärmeabstrahlung, die proportional zur Wärmeleitfähigkeit ist, nicht erhalten werden.
Die DE 37 28 096 C1 beschreibt einen Kühlkörper für elektronische Leistungsbauteile, der aus einer Keramik hergestellt ist. Die US-PS 4,608,354 beschreibt ein Siliciumnitrid-Substrat für einen IC-Chip. Die US-PS 4,563,383 beschreibt ein direkt gebundenes Kupfer-Keramik-Substrat.
Die vorliegende Erfindung wurde gemacht, um die vorstehend genannten Anforderungen zu erfüllen und es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine Siliciumnitrid-Leiterplatte bereitzustellen, welche die sehr guten Festigkeitseigenschaften und Zähigkeitseigenschaften nutzt, bei denen es sich um ursprüngliche Eigenschaften eines Siliciumnitrid-Sinterkörpers handelt, und die eine hohe Wärmeleitfähigkeit, hervorragende Wärmeabstrahlungseigenschaften und beträchtlich verbesserte Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften aufweist.
Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine Siliciumnitrid-Leiterplatte mit hoher Wärmeleitfähigkeit, hervorragenden Wärmeabstrahlungseigenschaften und beträchtlich verbesserten Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften bereitzustellen, und bei der die Zusammenbau- oder Einkapselungseigenschaften zu einer Halbleitervorrichtung in dem Zusammenbauschritt verbessert sind.
Die vorstehend genannten Aufgaben werden durch eine Siliciumnitrid-Leiterplatte nach Anspruch 1 gelöst.
Zur Lösung der vorstehend genannten Aufgaben haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung ein Substratmaterial untersucht, das die Festigkeits- und Zähigkeitswerte aufweist, ohne dass die Wärmeabstrahlungseigenschaften (Wärmeleitfähigkeit) einer Leiterplatte verschlechtert werden, und intensiv nach einer Gegenmaßnahme zur Verhinderung von Klemmrissen, die bei dem Zusammenbauschritt der Leiterplatte gebildet werden, oder von Rissen gesucht, die durch einen Wärmezyklus gebildet werden. Als Ergebnis wurden die folgenden Erkenntnisse gewonnen, auf denen die vorliegende Erfindung beruht.
Wenn die Zusammensetzung und die Herstellungsbedingungen des Substratmaterials in geeigneter Weise gesteuert wurden, konnte ein Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit erhalten werden. Der Siliciumnitrid-Sinterkörper wurde als Substratmaterial verwendet, eine Schaltungsschicht wie z. B. eine Metallleiterplatte wurde integral auf der Substratoberfläche ausgebildet und die Dicke des Substrats wurde auf ein vorgegebenes Verhältnis oder weniger bezüglich der Dicke der Metallleiterplatte eingestellt, wodurch eine Leiterplatte ausgebildet wurde. In diesem Fall konnten Klemmrisse oder dergleichen der Leiterplatte in dem Zusammenbauschritt effektiv vermindert werden, die Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften konnten beträchtlich verbessert werden und die Wärmeabstrahlung der Leiterplatte konnte beträchtlich verbessert werden, da die Dicke des Substrats vermindert werden konnte. Die erfindungsgemäße Leiterplatte weist eine Biege- oder Bruchfestigkeit auf, die beträchtlich höher ist als diejenige einer Leiterplatte, die aus Aluminiumnitrid besteht.
Bezüglich eines Substratmaterials selbst haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung den Typ eines herkömmlich verwendeten Siliciumnitrid-Pulvers, den Typ und die Zugabemenge eines Sinterhilfsmittels oder eines Zusatzes sowie die Sinterbedingungen untersucht, und einen Siliciumnitrid-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit entwickelt, die mindestens zweimal so groß war wie diejenige eines herkömmlichen Siliciumnitrid-Sinterkörpers. Darüber hinaus wurde durch ein Experiment folgendes bestätigt. Wenn der Siliciumnitrid-Sinterkörper als Substratmaterial verwendet wurde und eine Metallleiterplatte mit elektrischer Leitfähigkeit integral an die Oberfläche des Substratmaterials gebunden wurde, um eine Leiterplatte herzustellen, wurde eine Siliciumnitrid-Leiterplatte erhalten, die alle erforderlichen Eigenschaften einer mechanischen Festigkeit, eines Zähigkeitswerts, der Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften und der Wärmeabstrahlungseigenschaften erfüllte.
Wenn durch die Montage einer Mehrzahl von Halbleiterelementen auf einem einzelnen Substrat eine großflächige Leiterplatte hergestellt wurde, wurde durch ein Experiment bestätigt, dass eine Siliciumnitrid-Leiterplatte, welche die vorstehend genannten Eigenschaften und die vorstehend genannten Zusammenbau- oder Einkapselungseigenschaften aufweist, erhalten werden konnte.
Bezüglich des Substratmaterials selbst wurde ein Ausgangsmaterialgemisch, das durch Zusetzen vorgegebener Mengen an Seltenerdelementoxiden oder dergleichen zu einem feinen Siliciumnitrid-Pulver mit hoher Reinheit erhalten wurde, geformt und entfettet, und der resultierende Formkörper wurde für eine vorgegebene Zeit bei einer vorgegebenen Temperatur gehalten und mit hoher Dichte gesintert, und der resultierende Körper wurde mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit abgekühlt, die unter einer vorgegebenen Geschwindigkeit lag. Der resultierende Sinterkörper wurde geschliffen und poliert, um einen Siliciumnitrid-Sinterkörper herzustellen. In diesem Fall wurde gefunden, dass der Siliciumnitrid-Sinterkörper eine Wärmeleitfähigkeit, die mindestens zweimal so hoch war wie diejenige eines herkömmlichen Siliciumnitrid-Sinterkörpers, d. h. 60 W/m·K oder mehr betrug, und eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit aufwies, so dass die Dreipunkt-Biegefestigkeit auf 650 MPa oder mehr eingestellt wurde, und ein neues Siliciumnitrid-Material, das die Wärmeabstrahlungseigenschaften und Festigkeitseigenschaften aufwies, wurde entwickelt. Wenn dieses Siliciumnitrid-Material erfindungsgemäß als Leiterplatte eingesetzt wurde, wurde gefunden, dass die Wärmeabstrahlungseigenschaften, die Dauerbeständigkeit und die Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften gleichzeitig verbessert werden konnten.
Nachstehend wird ein erfindungsgemäßer Siliciumnitrid-Sinterkörper beschrieben. Es wurde ein Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver mit hoher Reinheit verwendet, in dem die Menge eines spezifischen kationischen Fremdelements, wie z. B. eines Oxids von Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn oder B, das eine hohe Wärmeleitfähigkeit verhindert, vermindert war, und das Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver wurde unter den vorstehend genannten Bedingungen gesintert. In diesem Fall konnte die Erzeugung einer Glasphase (amorphe Phase) in einer Korngrenzenphase effektiv unterdrückt werden, und eine Kristallverbindung in der Korngrenzenphase wurde auf 20 Vol.-% oder mehr (bezogen auf die gesamte Korngrenzenphase), mehr bevorzugt auf 50 Vol.-% oder mehr, eingestellt. Als Ergebnis wurde erhalten, dass selbst dann, wenn dem Ausgangsmaterialpulver nur ein Seltenerdelementoxid zugesetzt wurde, ein Siliciumnitrid-Sintersubstrat mit einer hohen Wärmeleitfähigkeit von 60 W/m·K oder mehr, insbesondere 80 W/m·K oder mehr, erhalten werden konnte.
Herkömmlich war nach dem Abschluss eines Sintervorgangs die Abkühlgeschwindigkeit nach dem Abschalten einer Energieversorgung für das Heizen eines Sinterofens zum Kühlen des Sinterkörpers in dem Ofen hoch und betrug z. B. 400 bis 800°C pro Stunde. Gemäß eines Experiments der Erfinder der vorliegenden Erfindung wurde dann, wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit auf 100°C oder weniger pro Stunde, mehr bevorzugt auf 50°C oder weniger pro Stunde eingestellt wurde, folgendes gefunden. Die Korngrenzenphase der Siliciumnitrid-Sinterkörperstruktur änderte sich von einem amorphen Zustand zu einer Phase, die eine Kristallphase umfasste, und sehr gute Festigkeitseigenschaften und Wärmeleitungseigenschaften konnten gleichzeitig erreicht werden.
Der Siliciumnitrid-Sinterkörper selbst, der eine hohe Wärmeleitfähigkeit von 60 W/m·K oder mehr aufweist, ist teilweise Gegenstand von Patentanmeldungen, die von den Erfindern der vorliegenden Erfindung angemeldet worden und in den japanischen ungeprüften Patentoffenlegungsschriften 6-135771 und 7-48174 beschrieben sind. Der in diesen Patentoffenlegungsschriften beschriebene Siliciumnitrid-Sinterkörper enthält 2,0 bis 7,5 Gew.-% eines Seltenerdelements als Oxid. Der Siliciumnitrid-Sinterkörper selbst, der in der vorliegenden Erfindung verwendet wird, umfasst diesen Siliciumnitrid-Sinterkörper.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben den Siliciumnitrid-Sinterkörper verbessert und untersucht. Als Ergebnis wurde gefunden, dass dann, wenn ein Siliciumnitrid-Sinterkörper, der mehr als 7,5 Gew.-% eines Seltenerdelements als Oxid enthält, die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers weiter zunimmt und bevorzugte Sintereigenschaften erhalten werden können.
Aus diesem Grund wird bevorzugt ein Sinterkörper verwendet, der mehr als 7,5 Gew.-% eines Seltenerdelements enthält. Wenn das Seltenerdelement ein Lanthanoidelement ist, wird der vorstehend genannte Effekt deutlich. In diesem Fall kann der Sinterkörper eine hohe Wärmeleitfähigkeit von 110 bis 120 W/m·K oder mehr aufweisen, wenn das Verhältnis der Kristallverbindungsphase zu der gesamten Korngrenzenphase 60 bis 70% beträgt.
Obwohl der neue Siliciumnitrid-Sinterkörper als solcher eine hohe Wärmeleitfähigkeit aufweist, ist diese Wärmeleitfähigkeit relativ niedriger als die Wärmeleitfähigkeit (170 bis 270 W/m·K) eines Aluminiumnitrid-Sinterkörpers mit hoher Qualität, der in der Praxis verwendet wird. Die sehr guten Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften, bei denen es sich um ursprüngliche Eigenschaften des Siliciumnitrid-Sinterkörpers handelt, werden jedoch nicht verschlechtert.
Unter Berücksichtigung der Eigenschaften, die für die jeweiligen Teile einer Leiterplatte erforderlich sind, wird der Siliciumnitrid-Sinterkörper beispielsweise als Teil der Leiterplatte angeordnet, das sehr gute Festigkeitseigenschaften erfordert, und ein AlN-Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit wird als Teil, z. B. als Abschnitt, unter dem unmittelbar ein Halbleiterelement montiert wird, angeordnet, das Wärmeabstrahlungseigenschaften erfordert, wodurch ein Verbundsubstrat hergestellt wird. Wenn darüber hinaus ein Siliciumnitrid-Sinterkörper und ein AlN-Sinterkörper übereinander gestapelt werden, kann ein Verbundsubstrat hergestellt werden.
Ein Siliciumnitrid-Sinterkörper, der die Eigenschaften einer hohen Festigkeit und einer hohen Wärmeleitfähigkeit gleichzeitig erfüllt, wird als Substratmaterial verwendet, und eine Metallleiterplatte wird integral an die Oberfläche des Substratmaterials gebunden, wodurch eine Leiterplatte gebildet wird. Auf diese Weise können die Zähigkeit und die Wärmeleitfähigkeit der Leiterplatte als Ganzes verbessert werden. Insbesondere wird gefunden, dass Klemmrisse in dem Zusammenbauschritt der Leiterplatte und Risse, die durch die Anwendung eines Wärmezyklus gebildet werden, effektiv verhindert werden können.
Da der Siliciumnitrid-Sinterkörper sehr gute Festigkeitseigenschaften und eine hohe Wärmeleitfähigkeit sowie eine hervorragende dielektrische Durchschlagsfestigkeit aufweist, wenn der Siliciumnitrid-Sinterkörper als Substratmaterial einer Leiterplatte verwendet wird, kann die Substratdicke geringer sein als diejenige eines herkömmlichen Substrats. Die Wärmebeständigkeit der Leiterplatte als Ganzes kann aufgrund einer Verminderung der Substratdicke vermindert werden, und es wird gefunden, dass die Wärmeabstrahlungseigenschaften der Leiterplatte aufgrund der hohen Wärmeleitfähigkeit des Substratmaterials selbst synergistisch verbessert werden können.
In diesem Fall kann die Metallleiterplatte bei der Verwendung des Siliciumnitrid-Sinterkörpers als Substratmaterial selbst dann, wenn Elektrolytzähkupfer, das 100 bis 1000 ppm Sauerstoff enthält, oder Kupfer mit einer Oberflächenoxidschicht als Metallleiterplatte verwendet wird, nicht einfach an den Siliciumnitrid-Sinterkörper gebunden werden. Theoretisch muss beispielsweise, wie es in der japanischen ungeprüften Patentoffenlegungsschrift 52-37914 beschrieben ist, durch Erhitzen bei einer vorgegebenen Temperatur ein eutektisch geschmolzener Körper erzeugt werden, durch den das Substratmaterial an die Metallleiterplatte gebunden wird. Das Substratmaterial und die Metallleiterplatte sind jedoch tatsächlich nicht aneinander gebunden.
Bezüglich dieses Problems haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung vermutet, dass das Substratmaterial und die Metallleiterplatte aus dem folgenden Grund nicht aneinander gebunden werden konnten. Obwohl durch Erhitzen bei der vorgegebenen Temperatur (im Fall von Kupfer 1065°C bis 1083°C) in einem direkten Bindungsvorgang ein eutektisch geschmolzener Körper erzeugt worden ist, war die Benetzbarkeit zwischen dem erzeugten geschmolzenen eutektischen Körper und dem Siliciumnitrid-Sinterkörper schlecht.
Um die Benetzbarkeit zwischen dem geschmolzenen eutektischen Körper und dem Siliciumnitrid-Sinterkörper beim Erhitzen zu verbessern, kann gemäß den vorstehenden Erkenntnissen nach der Bildung einer Oxidschicht mit einer Dicke von 0,5 bis 10 μm auf der Oberfläche des Siliciumnitrid-Sinterkörpers (Substrat) der Siliciumnitrid-Sinterkörper direkt an das Elektrolytzähkupfer, das 100 bis 1000 ppm Sauerstoff enthält, oder das Kupfer mit einer Oberflächenoxidschicht oder dergleichen durch Erhitzen bei einer vorgegebenen Temperatur gebunden werden.
In diesem Fall kann ein direktes Binden durchgeführt werden, wenn lediglich eine Oxidschicht auf der Oberfläche des Siliciumnitrid-Substrats ausgebildet ist. Darüber hinaus wurde folgendes gefunden. Selbst wenn die Metallleiterplatte aus Elektrolytzähkupfer besteht, das 100 bis 1000 ppm Sauerstoff enthält, kann dann, wenn im Vorhinein eine Kupferoxidschicht mit einer vorgegebenen Dicke auf der Oberfläche der Kupferleiterplatte ausgebildet wird, die Bindungsfestigkeit zwischen dem Siliciumnitrid-Substrat und der Kupferleiterplatte weiter verbessert werden, und die Dauerbeständigkeit der Leiterplatte wird weiter verbessert.
Die Bindungsfestigkeit zwischen dem Substrat und der Metallleiterplatte ist höher, wenn die Oberfläche des Siliciumnitrids durch ein Strahlverfahren oder dergleichen aufgerauht wird, so dass sie eine Oberflächenrauhigkeit bezogen auf die durchschnittliche Mittellinienhöhe (Ra) von 5,0 bis 10,0 μm aufweist, als in dem Fall, bei dem die Oberfläche des Siliciumnitrid-Substrats glatt ist. Die Oberfläche des Siliciumnitrid-Substrats ist vorzugsweise aufgerauht.
Die vorliegende Erfindung beruht auf den vorstehend erläuterten Erkenntnissen. insbesondere wird eine Siliciumnitrid-Leiterplatte nach Anspruch 1 bereitgestellt, bei der die Metallleiterplatte an das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit gebunden ist, das eine Wärmeleitfähigkeit von 60 W/m·K oder mehr aufweist, wobei dann, wenn die Dicke des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit als D_S und die Dicke der Metallleiterplatte als D_M bezeichnet wird, die Verhältnisformel D_S ≤ 2D_M erfüllt wird.
Die Metallleiterplatte kann an das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit mittels einer Metallbindungsschicht gebunden werden, die mindestens ein aktives Metall enthält, das aus der Gruppe bestehend aus Ti, Zr, Hf und Nb ausgewählt ist. Die Metallleiterplatte kann auch direkt mittels einer Oxidschicht an das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit gebunden werden.
In der Siliciumnitrid-Leiterplatte erfüllen die Dicke D_S des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit und die Dicke D_M der Metallleiterplatte vorzugsweise die Verhältnisformel D_M ≤ D_S ≤ (5/3)D_M.
Die Dicke des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit wird auf 0,8 mm oder weniger, mehr bevorzugt auf 0,5 mm oder weniger eingestellt. Die Schaltungsschicht ist eine Kupferleiterplatte und die Kupferleiterplatte kann mit einer eutektischen Cu-O-Verbindung direkt an das Siliciumnitrid-Substrat gebunden werden. Die Schaltungsschicht kann eine Kupferleiterplatte sein und die Kupferleiterplatte kann mittels einer Lötschicht aus aktivem Metall (Hartlötschicht aus aktivem Metall) an das Siliciumnitrid-Substrat gebunden werden, die mindestens ein aktives Metall enthält, das aus der Gruppe bestehend aus Ti, Zr, Hf und Nb ausgewählt ist. Die Schaltungsschicht kann aus einer metallisierten Schicht aus einem hochschmelzenden Metall, das W oder Mo enthält, und mindestens einem aktiven Metall bestehen, das aus der Gruppe bestehend aus Ti, Zr, Hf und Nb ausgewählt ist.
Das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit ist aus dem Siliciumnitrid-Sinterkörper aufgebaut, der 2,0 bis 17,5 Gew.-% eines Seltenerdelements als Oxid und insgesamt 0,3 Gew.-% oder weniger Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Fremdelemente enthält.
Ferner ist das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit aus einem Siliciumnitrid-Sinterkörper aufgebaut, der 2,0 bis 17,5 Gew.-% eines Seltenerdelements als Oxid enthält, und der aus einer Siliciumnitrid-Kristallphase und einer Korngrenzenphase aufgebaut ist und ein Verhältnis der Kristallverbindungsphase zu der gesamten Korngrenzenphase von nicht weniger als 20% aufweist.
Das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit ist mehr bevorzugt aus einem Siliciumnitrid-Sinterkörper aufgebaut, der aus einer Siliciumnitrid-Kristallphase und einer Korngrenzenphase aufgebaut ist und ein Verhältnis der Kristallverbindungsphase zu der gesamten Korngrenzenphase von 50% oder mehr aufweist.
Gemäß eines Beispiels ist eine Oxidschicht mit einer Dicke von 0,5 bis 10 μm auf der Oberfläche eines Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit ausgebildet, das insgesamt 0,3 Gew.-% oder weniger Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Fremdelemente enthält und eine Wärmeleitfähigkeit von 60 W/m·K oder mehr aufweist, und eine Metallleiterplatte ist mittels der Oxidschicht direkt an das Siliciumnitrid-Substrat gebunden.
Selbst wenn die Metallleiterplatte aus Elektrolytzähkupfer besteht, das 100 bis 1000 ppm Sauerstoff enthält, ist die Metallleiterplatte vorzugsweise aus einer Kupferleiterplatte mit einer Kupferoxidschicht mit einer Dicke von 1,0 μm oder mehr auf deren Oberfläche aufgebaut, um die Bindungsfestigkeit zu verbessern.
Wenn die Metallleiterplatte eine Kupferplatte ist, wird als Bindungsmittel in einem direkten Bindungsverfahren vorzugsweise Sauerstoff verwendet. Aus diesem Grund wird diese Kupferleiterplatte mit einer eutektischen Cu-O-Verbindung an das Siliciumnitridsubstrat gebunden. Wenn die Metallleiterplatte eine Aluminiumleiterplatte ist, wird in dem direkten Bindungsverfahren als Bindungsmittel vorzugsweise Aluminium verwendet. Aus diesem Grund wird die Aluminiumleiterplatte an das Siliciumnitrid-Substrat mittels einer eutektischen Al-Si-Verbindung gebunden.
Auf dem Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit kann mittels der Schaltungsschicht eine Mehrzahl von Halbleiterelementen montiert werden.
Das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit ist vorzugsweise aus einem Siliciumnitrid-Sinterkörper aufgebaut, der 2,0 bis 17,5 Gew.-% eines Seltenerdelements als Oxid enthält, und der aus einer Siliciumnitrid-Kristallphase und einer Korngrenzenphase aufgebaut ist und ein Verhältnis der Kristallverbindungsphase zu der gesamten Korngrenzenphase von 50% oder mehr aufweist.
Als Verfahren zum Binden des Siliciumnitrid-Substrats und der Metallleiterplatte wird kein Bindungsmittel wie z. B. ein Lötmaterial verwendet, sondern ein Verfahren des Ausbildens einer Oxidschicht auf der Oberfläche des Siliciumnitrid-Substrats und des direkten Bindens der Metallleiterplatte. Wenn die Metallleiterplatte eine Kupferleiterplatte ist, wird Elektrolytzähkupfer, das 100 bis 1000 ppm Sauerstoff enthält, verwendet, und beide Elemente werden direkt an einer Bindungsgrenzfläche mittels einer eutektischen Verbindung aus Kupfer und einem Kupferoxid aneinander gebunden (DBC-Verfahren). Insbesondere wird in dem DBC-Verfahren vorzugsweise Elektrolytzähkupfer verwendet, das Sauerstoff enthält, der zur Bildung einer eutektischen Verbindung erforderlich ist.
Als weiteres Bindungsverfahren kann das folgende Verfahren eingesetzt werden. Es wird keine Oxidschicht auf der Oberfläche des Siliciumnitrid-Substrats ausgebildet und das Siliciumnitrid-Substrat und die Metallleiterplatte werden unter Verwendung einer Metallbindungsschicht aneinander gebunden, die ein aktives Metall als Bindungsmittel enthält. In diesem Fall muss die Metallleiterplatte keinen Sauerstoff enthalten und besteht aus sauerstofffreiem Kupfer, Kupferphosphat oder Elektrolytkupfer.
Als vorstehend genanntes Seltenerdelement wird mehr bevorzugt ein Lanthanoidelement verwendet, um die Wärmeleitfähigkeit des Siliciumnitrid-Substrats zu verbessern.
Das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit kann 1 Gew.-% oder weniger mindestens eines von Aluminiumnitrid und Aluminiumoxid enthalten. Das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit kann 1,0 Gew.-% oder weniger Aluminiumoxid zusammen mit 1,0 Gew.-% Aluminiumnitrid enthalten.
Das in der vorliegenden Erfindung verwendete Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit enthält 0,1 bis 3,0 Gew.-% mindestens eines Elements, das aus der Gruppe bestehend aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W ausgewählt ist, als Oxid, durch Zugeben des ausgewählten Elements zu einem Siliciumnitrid-Pulver als Oxid, Carbid, Nitrid, Silicid oder Borid.
Das in der vorliegenden Erfindung verwendete Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit kann mit dem folgenden Verfahren hergestellt werden. Ein Ausgangsmaterialgemisch, das derart erhalten wird, dass 2,0 bis 17,5 Gew.-% eines Seltenerdelements als Oxid und gegebenenfalls 1,0 Gew.-% oder weniger mindestens eines von Aluminiumoxid und Aluminiumnitrid einem Siliciumnitridpulver zugesetzt werden, das 1,7 Gew.-% oder weniger Sauerstoff, insgesamt 0,3 Gew.-% oder weniger Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Fremdelemente und 90 Gew.-% oder mehr Silicium des α-Phasentyps enthält und eine durchschnittliche Korngröße von 1,0 μm oder weniger aufweist, wird geformt, um einen Formkörper herzustellen. Der resultierende Formkörper wird entfettet, gepresst und in einer Atmosphäre mit einer Temperatur von 1800 bis 2100°C gesintert und der Sinterkörper wird bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 100°C/Stunde oder weniger derart abgekühlt, dass die Sintertemperatur auf eine Temperatur abnimmt, bei der eine flüssige Phase, die durch das Seltenerdelement gebildet wird, beim Sintern verfestigt wird.
In dem vorstehend genannten Herstellungsverfahren werden dem Siliciumnitrid-Pulver 0,1 bis 3,0 Gew.-% mindestens einer Verbindung zugesetzt, die aus der Gruppe bestehend aus einem Oxid, Carbid, Nitrid, Silicid und Borid eines Elements von Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W ausgewählt ist.
Gemäß dem vorstehend beschriebenen Herstellungsverfahren kann der folgende Siliciumnitrid-Sinterkörper erhalten werden. Der Siliciumnitrid-Sinterkörper weist hervorragende mechanische Eigenschaften und hervorragende Wärmeleitungseigenschaften auf, wobei in einer Siliciumnitrid-Kristallstruktur eine Korngrenzenphase ausgebildet ist, die ein Seltenerdelement oder dergleichen enthält, die Porosität 2,5% oder weniger beträgt, die Wärmeleitfähigkeit 60 W/m·K oder mehr beträgt und die Dreipunkt-Biegefestigkeit bei Raumtemperatur 650 MPa oder mehr beträgt.
Als Siliciumnitrid-Pulver, das als Hauptkomponente des in der vorliegenden Erfindung verwendeten Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit dient, kann unter Berücksichtigung der Sintereigenschaften, der Festigkeit und der Wärmeleitfähigkeit das folgende feine Siliciumnitrid-Pulver vorzugsweise verwendet werden. Das Siliciumnitrid-Pulver enthält 1,7 Gew.-% oder weniger, vorzugsweise 0,5 bis 1,5 Gew.-% Sauerstoff, insgesamt 0,3 Gew.-% oder weniger, vorzugsweise 0,2 Gew.-% oder weniger kationische Fremdelemente wie z. B. Li, Na, K, Fe, Mg, Ca, Sr, Ba, Mn und B und 90 Gew.-% oder mehr, vorzugsweise 93 Gew.-% oder mehr Silicium des α-Phasentyps und weist eine durchschnittliche Korngröße von 1,0 μm oder weniger, vorzugsweise von etwa 0,4 bis 0,8 μm auf.
Wenn ein feines Ausgangsmaterialpulver mit einer durchschnittlichen Korngröße von 1,0 μm oder weniger verwendet wird, kann selbst dann, wenn eine geringe Menge eines Sinterhilfsmittels verwendet wird, ein dichter Sinterkörper mit einer Porosität von 2,5% oder weniger gebildet werden. Darüber hinaus nimmt die Wahrscheinlichkeit ab, dass das Sinterhilfsmittel die Wärmeleitfähigkeitseigenschaften verschlechtert.
Da die kationischen Fremdelemente wie z. B. Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als Materialien wirken, welche die Wärmeleitfähigkeitseigenschaften verschlechtern, muss die Gesamtmenge der kationischen Fremdelemente auf 0,3 Gew.-% oder weniger eingestellt werden, um eine Wärmeleitfähigkeit von 60 W/m·K oder mehr sicherzustellen. Aus dem gleichen Grund, wie es vorstehend beschrieben worden ist, wird die Gesamtmenge der kationischen Fremdelemente mehr bevorzugt auf 0,2 Gew.-% oder weniger eingestellt. Da ein Siliciumnitrid-Pulver, das zur Herstellung eines gewöhnlichen Siliciumnitrid-Sinterkörpers verwendet wird, eine relativ große Menge an Fe, Ca und Mg enthält, basiert die Gesamtmenge der kationischen Fremdelemente vorwiegend auf der Gesamtmenge von Fe, Ca und Mg.
Wenn das Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver verwendet wird, das 90 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasentyps enthält, das viel bessere Sintereigenschaften aufweist als Siliciumnitrid des β-Phasentyps, kann ein Sinterkörper mit hoher Dichte hergestellt werden.
Als Seltenerdelement, das dem Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver als Sinterhilfsmittel zugesetzt wird, wird ein Oxid von Ho, Er, Yb, Y, La, Sc, Pr, Ce, Nd, Dy, Sm oder Gd verwendet. Das Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver kann bei dem Sintervorgang ein Oxid oder eine Kombination von zwei oder mehr Oxiden enthalten. Insbesondere werden Holmiumoxid (Ho₂O₃) oder Erbiumoxid (Er₂O₃) bevorzugt verwendet.
Wenn Lanthanoidelemente wie z. B. Ho, Er und Yb als Seltenerdelemente verwendet werden, werden hervorragende Sintereigenschaften oder eine hervorragende Wärmeleitfähigkeit erhalten, und ein Sinterkörper mit ausreichender Dichte kann in einem Niedertemperaturbereich von etwa 1850°C erhalten werden. Daher können die Ausrüstungs- und Betriebskosten einer Sintervorrichtung vermindert werden. Diese Sinterhilfsmittel reagieren mit dem Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver unter Bildung einer flüssigen Phase und wirken als Sinterbeschleuniger.
Die Menge der dem Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver zugesetzten Sinterhilfsmittel wird im Bereich von 2,0 bis 7,5 Gew.-% eingestellt, berechnet als Oxid davon, bezogen auf das Ausgangsmaterialpulver. Wenn diese Menge kleiner als 2,0 Gew.-% ist, ist die Dichte des Sinterkörpers unzureichend. Insbesondere wenn das Seltenerdelement ein Element wie z. B. ein Lanthanoidelement mit einem großen Atomgewicht ist, wird ein Sinterkörper mit niedriger Festigkeit und niedriger Wärmeleitfähigkeit gebildet. Wenn die Menge andererseits 17,5 Gew.-% übersteigt, so dass eine Überschussmenge vorliegt, wird eine übermäßige Korngrenzenphase erzeugt und die Wärmeleitfähigkeit oder die Festigkeit des Sinterkörpers beginnt abzunehmen. Aus diesem Grund wird die Menge innerhalb des vorstehend genannten Bereichs eingestellt. Aus dem gleichen Grund wie vorstehend wird die Menge vorzugsweise auf 4 bis 15 Gew.-% eingestellt.
Ein Oxid, ein Carbid, ein Nitrid, ein Silicat und ein Borid von Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W, die als weitere selektive zusätzliche Komponenten in dem vorstehend beschriebenen Herstellungsverfahren verwendet werden, beschleunigen die Funktion des Seltenerdelement-Sinterbeschleunigers und üben eine Funktion dahingehend aus, dass die Verteilung in der Kristallstruktur verstärkt wird, wodurch die mechanische Festigkeit eines Si₃N₄-Sinterkörpers verbessert wird. Insbesondere werden vorzugsweise Verbindungen von Hf und Ti verwendet. Wenn die Menge dieser Verbindungen kleiner als 0,1 Gew.-% ist, ist der Zugabeeffekt unzureichend. Wenn die Menge andererseits 3,0 Gew.-% übersteigt, so dass eine Überschussmenge vorliegt, werden die Wärmeleitfähigkeit, die mechanische Festigkeit und die dielektrische Durchschlagsfestigkeit verschlechtert. Daher wird die Menge in einem Bereich von 0,1 bis 3,0 Gew.-% eingestellt. Insbesondere wird die Menge vorzugsweise auf 0,2 bis 2 Gew.-% eingestellt.
Die Verbindung von Ti, Zr, Hf oder dergleichen wirkt auch als Lichtabschirmungsmittel zum Schwarzfärben des Siliciumnitrid-Sinterkörpers, um ihn lichtundurchlässig zu machen. Aus diesem Grund wird dann, wenn eine Leiterplatte hergestellt werden soll, auf der eine integrierte Schaltung oder dergleichen angeordnet ist, die durch Licht leicht einem fehlerhaften Betrieb unterliegen kann, dem Sinterkörper zweckmäßig die vorstehend genannte Verbindung von Ti oder dergleichen zugesetzt, und es wird ein Siliciumnitrid-Substrat mit hervorragenden Lichtabschirmungseigenschaften erhalten.
In dem vorstehend genannten Herstellungsverfahren wirkt Aluminiumoxid (Al₂O₃), das als weitere selektive zusätzliche Komponente dient, dahingehend, dass es die Funktion des Seltenerdelement-Sinterbeschleunigers beschleunigt, und übt einen beträchtlichen Effekt aus, wenn ein Drucksintervorgang durchgeführt wird. Wenn die Menge von Al₂O₃ kleiner als 0,1 Gew.-% ist, ist die Dichte des Sinterkörpers unzureichend. Wenn die Menge andererseits 1,0 Gew.-% übersteigt, wodurch eine Überschussmenge vorliegt, wird eine übermäßige Korngrenzenphase erzeugt, oder Al₂O₃ beginnt sich als feste Lösung in Siliciumnitrid zu lösen, wodurch die Wärmeleitfähigkeit vermindert wird. Daher wird die Menge des Al₂O₃ auf 1 Gew.-% oder weniger und vorzugsweise im Bereich von 0,1 bis 0,75 Gew.-% eingestellt. Um eine bevorzugte Festigkeit und Wärmeleitfähigkeit sicherzustellen, wird die Menge vorzugsweise in einem Bereich von 0,1 bis 0,6 Gew.-% eingestellt.
Wenn Al₂O₃ zusammen mit AlN (das nachstehend beschrieben wird) verwendet wird, wird die Gesamtmenge der Verbindungen vorzugsweise auf 1,0 Gew.-% oder weniger eingestellt.
Aluminiumnitrid (AlN), das als weitere zusätzliche Komponente dient, unterdrückt die Verdampfung von Siliciumnitrid in dem Sinterschritt und wirkt dahingehend, dass es die Funktion des Seltenerdelement-Sinterbeschleunigers beschleunigt.
Wenn die Menge des AlN kleiner als 0,1 Gew.-% ist (0,05 Gew.-%, wenn AlN zusammen mit Aluminiumoxid verwendet wird), kann die Dichte des Sinterkörpers leicht unzureichend sein. Wenn die Menge andererseits 1,0 Gew.-% übersteigt, so dass eine Überschussmenge vorliegt, wird eine übermäßige Korngrenzenphase erzeugt, oder AlN beginnt sich als feste Lösung in Siliciumnitrid zu lösen, wodurch die Wärmeleitfähigkeit vermindert wird. Aus diesem Grund wird die Menge des AlN im Bereich von 0,1 bis 1,0 Gew.-% eingestellt. Um insbesondere bevorzugte Sintereigenschaften und eine bevorzugte Festigkeit und Wärmeleitfähigkeit sicherzustellen, wird die Menge vorzugsweise im Bereich von 0,1 bis 0,5 Gew.-% eingestellt. Wenn AlN zusammen mit Al₂O₃ verwendet wird, wird die Menge des AlN vorzugsweise im Bereich von 0,05 bis 0,5 Gew.-% eingestellt.
Da die Porosität des Sinterkörpers die Wärmeleitfähigkeit und die Festigkeit beträchtlich beeinflusst, wird der Sinterkörper so hergestellt, dass er eine Porosität von 2,5% oder weniger, vorzugsweise von 0,5% oder weniger aufweist. Wenn die Porosität 2,5% übersteigt, wird die Wärmeleitfähigkeit beeinflusst, die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers nimmt ab und die Festigkeit des Sinterkörpers wird verschlechtert.
Obwohl der Siliciumnitrid-Sinterkörper strukturell aus einer Siliciumnitrid-Kristallphase und einer Korngrenzenphase aufgebaut ist, beeinflusst das Verhältnis der Kristallverbindungsphase zu der Korngrenzenphase die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers beträchtlich. Bei einem Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit, das in der vorliegenden Erfindung verwendet wird, muss das Verhältnis auf 20% oder mehr eingestellt werden und vorzugsweise wird das Verhältnis auf 50% oder mehr eingestellt. Wenn das Verhältnis der Kristallphase kleiner als 20% ist, kann ein Sinterkörper, der hervorragende Wärmeabstrahlungseigenschaften und eine hervorragende Hochtemperaturfestigkeit aufweist, mit einer Wärmeleitfähigkeit von 60 W/m·K oder mehr nicht erhalten werden.
Um die Porosität des Siliciumnitrid-Substrats auf 2,5% oder weniger einzustellen, oder um das Verhältnis der Kristallphase zu der Korngrenzenphase, die in der Siliciumnitrid-Kristallstruktur gebildet worden ist, auf 20% oder mehr einzustellen, ist es wichtig, dass der Siliciumnitrid-Formkörper bei einer Temperatur von 1800°C bis 2100°C etwa 2 bis 10 Stunden druckgesintert und derart langsam abgekühlt wird, dass die Abkühlungsgeschwindigkeit des Sinterkörpers unmittelbar nach dem Abschluss des Sintervorgangs auf 100°C/Stunde oder weniger eingestellt wird.
Wenn die Sintertemperatur auf weniger als 1800°C eingestellt wird, ist die Dichte des Sinterkörpers unzureichend, und dessen Porosität erreicht einen Wert von 2,5% oder mehr, wodurch die mechanische Festigkeit und die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers vermindert werden. Wenn die Sintertemperatur andererseits 2100°C übersteigt, wird die Siliciumnitrid-Komponente selbst leicht verdampft und zersetzt. Wenn das Sintern nicht unter Druckatmosphärenbedingungen sondern unter Atmosphärendruck durchgeführt wird, beginnt sich das Siliciumnitrid ab etwa 1800°C zu zersetzen und verdampft.
Die Abkühlungsgeschwindigkeit des Sinterkörpers unmittelbar nach dem Ende des Sintervorgangs ist ein wichtiger Steuerungsfaktor zum Kristallisieren der Korngrenzenphase. Wenn ein schnelles Abkühlen derart durchgeführt wird, dass die Abkühlungsgeschwindigkeit 100°C/Stunde übersteigt, wird die Korngrenzenphase der Sinterkörperstruktur amorph (Glasphase), das Verhältnis einer flüssigen Phase, die in dem Sinterkörper erzeugt worden ist, zu der Korngrenzenphase, die als Kristallphase dient, sinkt unter 20% und sowohl die Festigkeit als auch die Wärmeleitfähigkeit nehmen ab.
Der Temperaturbereich, in dem die Abkühlungsgeschwindigkeit genau eingestellt wird, wird vorzugsweise auf einen Temperaturbereich einer vorgegebenen Sintertemperatur (1800 bis 2100°C) bis zu einer Temperatur eingestellt, bei der die flüssige Phase, die durch die Reaktion des Sinterhilfsmittels erzeugt wird, verfestigt wird. Der Verfestigungspunkt der flüssigen Phase bei der Verwendung des Sinterhilfsmittels beträgt etwa 1600 bis 1500°C. Wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit des Sinterkörpers von mindestens der Sintertemperatur bis zur Verfestigungstemperatur der flüssigen Phase auf 100°C/Stunde oder weniger, vorzugsweise auf 50°C/Stunde oder weniger, mehr bevorzugt auf 25°C/Stunde oder weniger eingestellt wird, werden 20% oder mehr, vorzugsweise 50% oder mehr der Korngrenzenphase zu einer Kristallphase. Als Folge davon kann ein Siliciumnitrid-Substrat mit hervorragender Wärmeleitfähigkeit und hervorragender mechanischer Festigkeit erhalten werden.
Das in der vorliegenden Erfindung verwendete Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit wird z. B. mit den folgenden Verfahren hergestellt. Eine vorgegebene Menge eines Sinterhilfsmittels, ein erforderlicher Zusatz wie z. B. ein organisches Bindemittel und gegebenenfalls eine Al₂O₃-, AlN-, Ti-, Zr- oder Hf-Verbindung werden einem feinen Siliciumnitrid-Pulver mit der vorgegebenen geringen Korngröße, das einen geringen Gehalt an Fremdmaterialien enthält, zugesetzt, um ein Ausgangsmaterialgemisch herzustellen. Das resultierende Ausgangsmaterialgemisch wird geformt, um einen Formkörper mit einer vorgegebenen Form zu erhalten. Als Verfahren zum Formen des Ausgangsmaterialgemischs kann ein allgemeines Metallform-Pressverfahren (Metallpresswerkzeug-Formverfahren) oder ein Plattenformverfahren wie z. B. ein Rakelverfahren eingesetzt werden.
Nach dem vorstehend genannten Formvorgang wird der Formkörper 1 bis 2 Stunden bei 600 bis 800°C in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre oder bei 400 bis 500°C an der Luft erhitzt, um die organische Bindemittelkomponente, die im Vorhinein zugesetzt wird, in ausreichender Weise zu entfernen, und der Formkörper wird entfettet. Anschließend wird der Formkörper bei 1800 bis 2100°C in einer Inertgasatmosphäre wie z. B. Stickstoffgas, Wasserstoffgas oder Argongas für einen vorgegebenen Zeitraum einem Drucksintern unterworfen.
Das mit dem vorstehenden Verfahren hergestellte Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit weist eine Porosität von 2,5% oder weniger und eine Wärmeleitfähigkeit von 60 W/m·K oder mehr (bei 25°C) und vorzugsweise 100 W/m·K oder mehr auf. Das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit weist auch hervorragende mechanische Eigenschaften dahingehend auf, dass dessen Dreipunkt-Biegefestigkeit 650 MPa oder mehr bei Raumtemperatur und vorzugsweise 800 MPa oder mehr beträgt.
Ein Siliciumnitrid-Sinterkörper, der derart erhalten wurde, dass SiC mit hoher Wärmeleitfähigkeit oder dergleichen einem Siliciumnitrid mit niedriger Wärmeleitfähigkeit zugesetzt wurde, um die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers als Ganzes auf 60 W/m·K oder mehr einzustellen, liegt nicht im Bereich der vorliegenden Erfindung. Ein Siliciumnitrid-Verbundsinterkörper, der derart erhalten wird, dass SiC mit hoher Wärmeleitfähigkeit oder dergleichen einem Siliciumnitrid-Sinterkörper mit einer Wärmeleitfähigkeit von 60 W/m·K oder mehr zugesetzt wird, ist natürlich vom Bereich der vorliegenden Erfindung umfasst, so lange die Wärmeleitfähigkeit des Siliciumnitrid-Sinterkörpers selbst 60 W/m·K oder mehr beträgt.
Die Dicke D_S des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit wird abhängig von den erforderlichen Eigenschaften, wenn das Substrat als Leiterplatte verwendet wird, verschiedenartig eingestellt. Erfindungsgemäß ist dann, wenn die Dicke der Metallleiterplatte mit D_M dargestellt wird, die Verhältnisformel D_S ≤ 2D_M erfüllt. Insbesondere wird die Dicke D_S des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit so eingestellt, dass sie das Zweifache oder weniger der Dicke D_M der Metallleiterplatte aufweist. Wenn die Dicke D_S des Siliciumnitrid-Substrats auf das Zweifache oder weniger der Dicke D_M der Metallleiterplatte eingestellt wird, kann der Wärmewiderstand des Siliciumnitrid-Substrats, das eine spezifische Wärmeleitfähigkeit aufweist, vermindert werden, und der Wärmewiderstand der Leiterplatte als Ganzes kann vermindert werden.
Wenn die Dicke D_S des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit und die Dicke D_M der Metallleiterplatte so eingestellt werden, dass D_M ≤ D_S ≤ (5/3)D_M gilt, können die Festigkeitseigenschaften und die Wärmeleitfähigkeit der Keramikleiterplatte mehr bevorzugt gleichzeitig erhalten werden.
Obwohl die Dicke des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit, das aus dem Siliciumnitrid-Sinterkörper besteht, abhängig von den erforderlichen Eigenschaften, wenn das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit als Leiterplatte verwendet wird, verschiedenartig eingestellt wird, wird die Dicke des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit so eingestellt, dass sie das Zweifache oder weniger der Dicke einer Schaltungsschicht aufweist. Auf diese Weise können in einem Substrat mit einer geringen Dicke und einer vorgegebenen Wärmeleitfähigkeit die Wärmeabstrahlungseigenschaften der Leiterplatte verbessert werden.
Die in der Praxis eingesetzte Dicke des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit wird im Bereich von 0,25 bis 0,8 mm eingestellt. Insbesondere dann, wenn die Dicke des Siliciumnitrid-Substrats auf 0,5 mm oder weniger eingestellt wird, vorzugsweise auf 0,4 mm oder weniger, kann die Dicke der Leiterplatte als Ganzes vermindert werden und die Differenz zwischen den Wärmewiderständen der oberen und unteren Fläche der Leiterplatte kann effektiver vermindert werden. Aus diesem Grund können die Wärmeabstrahlungseigenschaften der Leiterplatte als Ganzes stärker verbessert werden. Um die Festigkeitseigenschaften des Substrats sicherzustellen, wird die Dicke D_S des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit vorzugsweise so eingestellt, dass sie geringer ist als die Dicke D_M der Metallleiterplatte.
Die erfindungsgemäße Siliciumnitrid-Leiterplatte wird so hergestellt, dass eine Schaltungsschicht, wie z. B. eine leitfähige Metallleiterplatte integral an die Oberfläche eines Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit, das gemäß der vorstehenden Beschreibung hergestellt worden ist, gebunden wird, und ein Halbleiterelement an der Metallleiterplatte montiert wird.
Das Verfahren zum Bilden oder Binden einer Schaltungsschicht wie z. B. der Metallleiterplate ist nicht auf ein spezielles Verfahren beschränkt. Es können ein direktes Bindungsverfahren, ein Lötverfahren mit einem aktiven Metall oder ein Metallisierungsverfahren verwendet werden, das später beschrieben wird.
Das direkte Bindungsverfahren ist ein Verfahren zum direkten Binden von Keramik und Metall, ohne dass eine Bindungsschicht, wie z. B. eine metallisierte Schicht, dazwischen angeordnet wird. Gemäß dem direkten Bindungsverfahren wird ein eutektischer Körper als Bindungsmittel (Sauerstoff im Fall von Kupfer) erzeugt, der in einem Metall oder auf einer Metalloberfläche und dem Metall vorliegt, und beide Elemente werden unter Verwendung der eutektischen Verbindung als Bindungsmittel direkt aneinander gebunden.
Dieses direkte Bindungsverfahren kann auf Keramiken auf reiner Oxidbasis wie z. B. Al₂O₃ angewandt werden. Wenn das direkte Bindungsverfahren direkt auf ein Siliciumnitrid-Substrat angewandt wird, ist die Benetzbarkeit des Substrats schlecht. Aus diesem Grund kann eine ausreichende Bindungsfestigkeit der Metallleiterplatte nicht erreicht werden.
Um dieses Problem zu lösen, muss auf der Oberfläche des Siliciumnitrid-Substrats im Vorhinein eine Oxidschicht ausgebildet werden, um die Benetzbarkeit des Substrats zu verbessern. Diese Oxidschicht wird derart ausgebildet, dass das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit in einer oxidierenden Atmosphäre wie z. B. an der Luft 2 bis 15 Stunden bei etwa 1000 bis 1400°C erhitzt wird. Wenn die Dicke der Oxidschicht geringer als 0,5 μm ist, wird die Benetzbarkeit geringfügig verbessert. Wenn die Dicke andererseits 10 μm übersteigt, ist die Verbesserung gesättigt und die Wärmeleitfähigkeit nimmt leicht ab. Aus diesem Grund muss die Dicke der Oxidschicht im Bereich von 0,5 bis 10 μm, mehr bevorzugt im Bereich von 1 bis 5 μm eingestellt werden.
Obwohl die vorstehend genannte Oxidschicht anfangs aus SiO₂ besteht, wobei es sich um ein Oxid einer Si₃N₄-Komponente handelt, diffundiert in dem Bindungsvorgang der Metallleiterplatte ein Seltenerdelementoxid, das dem Si₃N₄-Substrat als Sinterhilfsmittel zugesetzt wird, durch Erhitzen und wird in Richtung der Oxidschicht bewegt. Als Folge davon wird durch das Diffundieren des Seltenerdoxids in die Oxidschicht eine Zusammensetzung erhalten. Wenn als Sinterhilfsmittel Y₂O₃ verwendet wird, besteht die Oxidschicht nach dem Wärmebindungsvorgang aus einer SiO₂-Y₂O₃-Verbindung wie z. B. einem Yttriumoxidsilicat, das etwa 1 bis 20 Gew.-% Y₂O₃ enthält.
Als Metall, das die Metallleiterplatte bildet, wird Kupfer, Aluminium, Eisen, Nickel, Chrom, Silber, Molybdän oder Cobalt einzeln verwendet oder es wird eine Legierung dieser Metalle verwendet. D. h., das Metall, das die Metallleiterplatte bildet, ist nicht auf ein spezielles Metall beschränkt, so lange das Metall zusammen mit einer Substratkomponente eine eutektische Verbindung erzeugen kann und auf das direkte Bindungsverfahren angewandt werden kann. Insbesondere wird im Hinblick auf die Leitfähigkeit und die Kosten vorzugsweise Kupfer, Aluminium oder eine Legierung davon verwendet.
Die Dicke der Metallleiterplatte (Schaltungsschicht) wird unter Berücksichtigung des Leitfähigkeitsvermögens oder dergleichen bestimmt. Die Dicke des Siliciumnitrid-Substrats wird im Bereich von 0,25 bis 1,2 mm eingestellt und die Dicke der Metallleiterplatte wird im Bereich von 0,1 bis 0,5 mm eingestellt. Wenn in diesem Fall das Siliciumnitrid-Substrat mit der Metallleiterplatte kombiniert wird, wird die Leiterplatte nicht leicht von der durch eine Differenz bei der Wärmeausdehnung verursachten Verformung beeinflusst.
Wenn eine Kupferleiterplatte als Metallleiterplatte verwendet wird, dann wird eine Kupferleiterplatte, die aus Elektrolytzähkupfer besteht, das 100 bis 1000 ppm Sauerstoff enthält, oder eine Kupferleiterplatte verwendet, die aus einem Kupfermaterial mit einem Sauerstoffgehalt von 100 ppm oder weniger oder aus sauerstofffreiem Kupfer besteht. In diesem Fall kann, wie es später beschrieben wird, wenn im Vorhinein eine Kupferoxidschicht mit einer vorgegebenen Dicke auf der Oberfläche der Kupferleiterplatte ausgebildet wird, das Siliciumnitrid-Substrat mit dem direkten Bindungsverfahren an die Kupferleiterplatte gebunden werden. Selbst wenn jedoch die Kupferleiterplatte verwendet wird, die aus dem Elektrolytzähkupfer besteht, wird zur Erhöhung der Menge eines erzeugten eutektischen Cu-O-Körpers und zur Verbesserung der Bindungsfestigkeit zwischen dem Substrat und der Kupferleiterplatte, die Kupferoxidschicht, die eine vorgegebene Dicke aufweist, vorzugsweise im Vorhinein auf der Oberfläche der Kupferleiterplatte ausgebildet.
Die Kupferoxidschicht wird durch die Durchführung einer Oberflächenoxidationsbehandlung ausgebildet, bei der eine Metallleiterplatte bei 150 bis 360°C an der Luft 20 bis 120 s erhitzt wird. Wenn in diesem Fall die Dicke der Kupferoxidschicht kleiner als 1 μm ist, nimmt die Menge des erzeugten eutektischen Cu-O-Körpers ab. Aus diesem Grund nimmt die Anzahl der nicht-gebundenen Abschnitte zwischen dem Substrat und der Kupferleiterplatte zu und eine ausreichende Bindungsfestigkeit kann nicht erreicht werden.
Wenn die Dicke der Kupferoxidschicht andererseits 10 μm übersteigt, wird die Bindungsfestigkeit geringfügig erhöht und die elektrischen Leitfähigkeitseigenschaften der Kupferleiterplatte werden verschlechtert. Daher wird die Dicke der Kupferoxidschicht, die auf der Kupferleiterplatte ausgebildet wird, vorzugsweise im Bereich von 1 bis 10 μm eingestellt. Aus dem gleichen Grund, wie er vorstehend beschrieben worden ist, wird die Dicke mehr bevorzugt im Bereich von 1 bis 5 μm eingestellt.
Die Bindungsfestigkeit neigt zu einem höheren Wert, wenn die Oberfläche der Kupferleiterplatte nicht glatt, sondern rau ist. Bei der Oberflächenoxidationsbehandlung kann die Oberflächenrauhigkeit der Kupferleiterplatte erhöht werden, wenn die Heiztemperatur zunimmt oder die Verarbeitungszeit verlängert wird. Die Oberflächenrauhigkeit der Kupferleiterplatte nach der Oberflächenoxidationsbehandlung wird vorzugsweise so eingestellt, dass die durchschnittliche Mittellinienhöhe (Ra) im Bereich von 5 bis 10 μm eingestellt wird. Gegebenenfalls kann die Oberfläche der Kupferleiterplatte einem Honverfahren unterworfen werden, um die Oberflächenrauhigkeit der Kupferleiterplatte einzustellen.
Wenn die Metallleiterplatte eine Kupferleiterplatte ist, kann der folgende Bindungsvorgang durchgeführt werden. Eine Kupferleiterplatte wird an einer vorgegebenen Position der Oberfläche des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit, auf der eine Oxidschicht ausgebildet ist, angeordnet, so dass die Kupferleiterplatte mit dem Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit in Kontakt ist, und die Kupferleiterplatte wird nach unten auf das Substrat gedrückt, die resultierende Struktur wird auf eine Temperatur unter dem Schmelzpunkt (1083°C) von Kupfer und über der eutektischen Temperatur (1065°C) von Kupfer-Kupferoxid erhitzt. Die Kupferleiterplatte wird unter Verwendung der gebildeten flüssigen Phase der eutektischen Cu-O-Verbindung als Bindungsmittel direkt an die Oberfläche des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit gebunden. Dieses direkte Bindungsverfahren ist ein so genanntes direktes Kupferbindungsverfahren (DBC: direktes Kupferbindungsverfahren). Wenn ein Halbleiterelement (Si-Chip) durch Löten an einer vorgegebenen Position der Kupferleiterplatte montiert wird, die direkt an das Substrat gebunden ist, wird eine erfindungsgemäße Si₃N₄-Leiterplatte erhalten.
Wenn die Metallleiterplatte eine Aluminiumleiterplatte ist, wird Si als Bindungsmittel ausgewählt und eine Al-Leiterplatte wird gegen die Oberfläche eines Si₃N₄-Substrats gedrückt. Die resultierende Struktur wird auf eine Temperatur erhitzt, die höher ist als die eutektische Temperatur von Aluminium-Silicium, und die Al-Leiterplatte wird unter Verwendung der gebildeten flüssigen Phase der eutektischen Al-Si-Verbindung (eutektischer geschmolzener Körper) als Bindungsmittel direkt an die Oberfläche des Si₃N₄-Substrats gebunden. Wenn ein Halbleiterelement durch Löten an einer vorgegebenen Position der Al-Leiterplatte montiert wird, die direkt an das Substrat gebunden ist, wird eine erfindungsgemäße Si₃N₄-Leiterplatte erhalten.
In der erfindungsgemäßen Si₃N₄-Leiterplatte, bei der die Metallleiterplatte durch die Verwendung des direkten Bindungsverfahrens direkt an die Oberfläche des Si₃N₄-Substrats gebunden ist und das Halbleiterelement auf der Metallleiterplatte montiert wird, wie es vorstehend beschrieben worden ist, ist kein Haftmittel oder Lötmaterial zwischen der Metallleiterplatte und dem Si₃N₄-Substrat angeordnet. Aus diesem Grund ist die Differenz zwischen den Wärmewiderständen der Metallleiterplatte und dem Substrat gering, so dass die Wärme, die durch das auf der Metallleiterplatte angeordnete Halbleiterelement erzeugt wird, schnell von dem System abgestrahlt werden kann.
Nachstehend wird ein Verfahren zum Binden einer Metallleiterplatte mit einem Lötverfahren mit aktivem Metall beschrieben.
Eine Lötschicht aus einem aktivem Metall (Metallbindungsschicht) mit einer Dicke von etwa 20 μm wird auf der Oberfläche des Siliciumnitrid-Substrats mit einem Lötmaterial auf Ag-Cu-Ti-Basis ausgebildet, das mindestens ein aus Ti, Zr, Hf und Nb ausgewähltes aktives Metall enthält und ein geeignetes Zusammensetzungsverhältnis aufweist. Eine Metallleiterplatte, wie z. B. eine Kupferleiterplatte, wird mittels dieser Metallbindungsschicht an das Substrat gebunden. Das aktive Metall verbessert das Benetzungsvermögen des Lötmaterials bezüglich des Substrats und wirkt dahingehend, dass es die Bindungsfestigkeit verbessert.
Als praktisches Beispiel des aktiven Lötmaterials wird vorzugsweise eine Lötverbindung verwendet, die aus 1 bis 10 Gew.-% des aktiven Metalls, 15 bis 35 Gew.-% Cu und Ag als Rest besteht. Die Metallbindungsschicht wird mit einem Verfahren gebildet, bei dem eine Bindungsverbindungspaste, die durch Dispergieren der Lötverbindung in einem organischen Lösungsmittel hergestellt wird, mittels Siebdruck auf die Oberfläche des Siliciumnitrid-Substrats aufgebracht wird.
Eine Metallleiterplatte, die als Schaltungsschicht dient, wird auf der mittels Siebdruck aufgebrachten Metallbindungsschicht angeordnet, so dass sie mit der mittels Siebdruck aufgebrachten Metallbindungsschicht in Kontakt ist. Wenn die resultierende Struktur auf eine Temperatur erhitzt wird, die gleich der oder höher als z. B. die eutektische(n) Temperatur von Ag-Cu (780°C) und gleich dem oder niedriger als der Schmelzpunkt (im Fall von Kupfer: 1083°C) der Metallleiterplatte ist, wird die Metallleiterplatte über die Metallbindungsschicht integral an das Siliciumnitridsubstrat gebunden.
Nachstehend wird ein Verfahren zur Bildung einer Schaltungsschicht mit einem Metallisierungsverfahren beschrieben. Bei dem Metallisierungsverfahren wird eine Metallisierungsverbindung, die ein hochschmelzendes Metall wie z. B. Molybdän (Mo) oder Wolfram (W) und Ti oder eine Verbindung davon als Hauptkomponenten enthält, auf der Oberfläche eines Siliciumnitridsubstrats gebrannt, um eine Metallisierungsschicht aus hochschmelzendem Metall auszubilden, die als Schaltungsschicht mit einer Dicke von etwa 15 μm dient.
Wenn die Schaltungsschicht mit diesem Metallisierungsverfahren gebildet wird, ist es bevorzugt, dass eine Metallplattierungsschicht, die aus Ni oder Ag besteht und eine Dicke von etwa 3 bis 5 μm aufweist, auf der Oberfläche der Metallisierungsschicht ausgebildet wird. Wenn die Metallplattierungsschicht gebildet wird, wird die Oberflächenglätte der Metallisierungsschicht verbessert, so dass die Haftung zwischen der Schaltungsschicht und dem Halbleiterelement oder dergleichen und das Lötbenetzungsvermögen verbessert werden. Aus diesem Grund kann die Bindungsfestigkeit zwischen der Schaltungsschicht und einem Halbleiterelement unter Verwendung eines Lötmaterials verbessert werden.
Die maximale Biegung der gemäß der vorstehenden Beschreibung hergestellten Siliciumnitrid-Leiterplatte ist ein Faktor, der einen beträchtlichen Einfluss auf die Rate der Bildung von Klemmrissen im Schritt des Zusammenbauens der Leiterplatte hat. In der vorliegenden Erfindung kann die maximale Biegung auf 0,6 mm oder mehr und vorzugsweise 0,8 mm oder mehr eingestellt werden. Wenn die maximale Biegung auf 0,6 mm oder mehr eingestellt wird, können Klemmrisse der Leiterplatte im Schritt des Zusammenbauens verhindert werden und die Herstellungsausbeute einer Halbleitervorrichtung unter Verwendung der Leiterplatte kann beträchtlich erhöht werden.
Die Bruchfestigkeit der Leiterplatte beeinflusst ebenfalls die Bildungsrate von Klemmrissen und ist ein Faktor, der dafür ausschlaggebend ist, ob das Siliciumnitrid-Substrat dünner gemacht werden kann oder nicht. In der vorliegenden Erfindung kann die Bruchfestigkeit auf 500 MPa oder mehr eingestellt werden. Wenn die Bruchfestigkeit auf 500 MPa oder mehr eingestellt wird, können Klemmrisse in der Leiterplatte effektiv verhindert werden.
Bei der Siliciumnitrid-Leiterplatte gemäß der vorstehenden Anordnung ist eine Metallleiterplatte integral an die Oberfläche eines Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit gebunden, das sehr gute Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften, bei denen es sich um die ursprünglichen Eigenschaften eines Siliciumnitrid-Sinterkörpers handelt, und eine verbesserte Wärmeleitfähigkeit aufweist. Da der Zähigkeitswert der Leiterplatte hoch ist, kann die maximale Biegung von 0,6 mm oder mehr sichergestellt werden.
Darüber hinaus kann die Dicke des Siliciumnitrid-Substrats im Vergleich zu einem herkömmlichen Siliciumnitrid-Substrat vermindert werden. In diesem Fall erhöht sich die Bruchfestigkeit der Leiterplatte auf 500 MPa oder mehr. Aus diesem Grund werden in dem Zusammenbauschritt keine Klemmrisse in der Leiterplatte ausgebildet und eine Halbleitervorrichtung, bei der die Leiterplatte eingesetzt wird, kann mit einer hohen Herstellungsausbeute in einer Massenproduktion hergestellt werden.
Selbst wenn die Leiterplatte so vergrößert wird, dass eine Mehrzahl von Elementen auf der Leiterplatte montiert wird, kann eine große maximale Biegung der Leiterplatte sichergestellt werden, da der Zähigkeitswert des Substrats hoch ist. Aus diesem Grund werden im Zusammenbauschritt in der Leiterplatte keine Klemmrisse gebildet und eine Halbleitervorrichtung, bei der die Leiterplatte verwendet wird, kann mit einer hohen Herstellungsausbeute in einer Massenproduktion hergestellt werden.
Da ferner eine Mehrzahl von Halbleiterelementen auf der Oberfläche eines einzelnen Siliciumnitrid-Substrats montiert ist, so dass eine Leiterplatte gebildet wird, kann die Gesamtzahl von Leiterplatten im Vergleich zu einem herkömmlichen Fall vermindert werden, bei dem eine Leiterplatte für jedes Halbleiterelement gebildet wird. Daher kann der Zusammenbauschritt der Leiterplatten vereinfacht und die Herstellungseffizienz einer Halbleitervorrichtung verbessert werden.
Da darüber hinaus der Zähigkeitswert des Siliciumnitrid-Substrats hoch ist, werden in dem Substrat durch einen Wärmezyklus kaum Risse gebildet, die Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften werden beträchtlich verbessert und es kann eine Halbleitervorrichtung mit hervorragender Dauerbeständigkeit und Zuverlässigkeit bereitgestellt werden.
Da ferner das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit verwendet wird, werden die Wärmewiderstandseigenschaften selbst dann, wenn Halbleiterelemente mit einer Tendenz zu einer hohen Ausgangsleistung und einer hohen Integrationsdichte auf der Leiterplatte montiert werden, nur geringfügig verschlechtert und es können hervorragende Wärmeabstrahlungseigenschaften erhalten werden.
Da insbesondere das Siliciumnitrid-Substrat selbst eine hervorragende mechanische Festigkeit aufweist, kann die Dicke dann, wenn die erforderlichen mechanischen Festigkeitseigenschaften konstant gehalten werden, im Vergleich zu einem Fall, bei dem ein anderes Keramiksubstrat verwendet wird, vermindert werden. Da die Substratdicke vermindert werden kann, kann der Wärmewiderstand synergistisch vermindert werden und die Wärmeabstrahlungseigenschaften können verbessert werden. Ein Substrat mit einer Dicke, die geringer ist als diejenige eines herkömmlichen Substrats, kann die erforderlichen mechanischen Eigenschaften in ausreichender Weise aufweisen. Aus diesem Grund kann ein Zusammenbau der Leiterplatten mit hoher Dichte durchgeführt werden und die Größe einer Halbleitervorrichtung kann vermindert werden.
Andererseits wird ein Aluminiumnitrid-Substrat, das in der sechsten und siebten Ausführungsform dieser Anmeldung verwendet wird, z. B. mit dem folgenden Verfahren hergestellt. Ein Pulvergemisch wird durch Zugeben von 1 bis 10 Gew.-% eines Oxids mindestens eines Elements, das aus Elementen der Gruppe IIIa des PSE, Y, Sc und eines Lanthanoids und 0,01 bis 0,2 Gew.-% einer Si-Komponente ausgewählt ist, zu einem Aluminiumnitrid-Ausgangsmaterialpulver mit hoher Reinheit hergestellt, das 0,5 Gew.-% oder weniger Fremdatomkationen mit Ausnahme eines Elements der Gruppe IIa des PSE, Ca, Sr und Ba enthält, und das Pulvergemisch wird geformt. Der Formkörper wird in einem Temperaturbereich von 1650 bis 1900°C in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre gesintert, wodurch das Aluminiumnitrid-Substrat hergestellt wird.
Die Wärmeleitfähigkeit des Aluminiumnitrid-Substrats, das in der vorstehend beschriebenen Weise hergestellt worden ist, beträgt 150 bis 190 W/m·K, wobei dieser Wert höher ist als derjenige des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit.
In der vorliegenden Erfindung werden zwei Arten von Keramiksubstraten abhängig von den erforderlichen Eigenschaften der Leiterplatte selektiv verwendet und die Keramiksubstrate werden auf der gleichen Ebene angeordnet oder übereinander gestapelt, um ein Verbundsubstrat zu bilden. Insbesondere wird das Siliciumnitrid-Substrat an einem Abschnitt angeordnet, der insbesondere eine hohe strukturelle Festigkeit erfordert. Andererseits wird an einem Abschnitt, der insbesondere sehr gute Wärmeabstrahlungseigenschaften erfordert, um ein wärmeerzeugendes Teil wie z. B. ein Halbleiterelement zu montieren, durch Anordnen der Aluminiumnitrid-Substrate auf der gleichen Ebene oder Stapeln der Aluminiumnitrid-Substrate übereinander ein Verbundsubstrat gebildet.
Eine Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte gemäß der sechsten und siebten Ausführungsform dieser Anmeldung wird in der folgenden Weise hergestellt. Eine Metallleiterplatte mit der erforderlichen elektrischen Leitfähigkeit wird integral an die Oberfläche des Verbundsubstrats gebunden, das in der vorstehend beschriebenen Weise hergestellt worden ist, und ein Halbleiterelement wird über die Metallleiterplatte auf dem Verbundsubstrat montiert.
Eine Metallplatte wird vorzugsweise integral an die Rückfläche, d. h. eine Oberfläche, die der Bindungsfläche der Metallleiterplatte gegenüber liegt, eines Verbundsubstrats gebunden, das durch verbundartiges Anordnen des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit und des Aluminiumnitrid-Substrats auf der gleichen Ebene erhalten wird. Die Metallplatte besteht aus dem gleichen Material wie die Metallleiterplatte.
Wenn die Metallplatte integral gebunden wird, kann die Leiterplatte leicht an ein Wärmeabstrahlungsbauteil wie z. B. einen Kühlkörper gebunden werden und ein Verziehen und eine Verformung der Leiterplatte, die durch die Wärmeausdehnungsdifferenz zwischen dem Verbundsubstrat und der Metallleiterplatte verursacht werden, können effektiv verhindert werden.
Wenn eine Struktur verwendet wird, in der mindestens eine Metallleiterplatte oder mindestens eine Metallplatte integral sowohl an das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit als auch an das Aluminiumnitrid-Substrat gebunden ist, sind die Metallleiterplatte und das Aluminiumnitrid-Substrat, die auf der gleichen Ebene angeordnet sind, miteinander verbunden. Daher kann die Integration der Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte verbessert werden.
Das Verfahren zum Binden der Metallleiterplatte und der Metallplatte ist nicht auf ein spezielles Verfahren beschränkt. Als derartiges Verfahren kann ein direktes Bindungsverfahren, ein Lötverfahren mit aktivem Metall, ein Metallisierungsverfahren oder dergleichen verwendet werden, die vorstehend beschrieben worden sind.
Die Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte gemäß der vorstehenden Anordnung wird in der folgenden Weise hergestellt. Ein Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit, wobei es sich um ursprüngliche Eigenschaften eines Siliciumnitrid-Sinterkörpers handelt, und mit beträchtlich verbesserter Wärmeleitfähigkeit wird an einem Abschnitt angeordnet, der insbesondere eine hohe strukturelle Festigkeit erfordert. Andererseits wird ein Aluminiumnitrid-Substrat an einem Abschnitt angeordnet, der insbesondere sehr gute Wärmeabstrahlungseigenschaften erfordert, um ein wärmeerzeugendes Bauteil wie z. B. ein Halbleiterelement zu montieren. Beide Substrate werden auf der gleichen Ebene angeordnet oder übereinander gestapelt, um ein Verbundsubstrat zu bilden, und eine Metallleiterplatte wird integral an die Oberfläche des Verbundsubstrats gebunden. Auf der Metallleiterplatte, die an das Aluminiumnitrid-Substrat gebunden ist, wird ein Halbleiterelement montiert.
Daher wird die Wärme, die von dem wärmeerzeugenden Bauteil wie z. B. einem Halbleiterelement erzeugt wird, durch das Aluminiumnitrid-Substrat, das eine hohe Wärmeleitfähigkeit und sehr gute Wärmeabstrahlungseigenschaften aufweist, schnell aus dem System heraus übertragen. Da andererseits das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit, das eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit aufweist, an dem Abschnitt angeordnet ist, der eine hohe strukturelle Festigkeit erfordert, kann eine große maximale Biegung der Leiterplatte sichergestellt werden. Aus diesem Grund werden im Zusammenbauschritt keine Klemmrisse in der Leiterplatte gebildet und Halbleitervorrichtungen, in denen die Leiterplatte eingesetzt wird, können mit einer hohen Herstellungsausbeute in einer Massenproduktion hergestellt werden.
KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN
Die 1(A), 1(B), 1(C) und 1(D) sind Röntgenbeugungsdiagramme von Sinterkörpern gemäß den Ausführungsformen 103, 102 und 101 und des Vergleichsbeispiels 101; die 1(E) ist ein Röntgenbeugungsdiagramm eines Sinterkörpers, in dem das Kristallisationsverhältnis der Korngrenzenphase den Wert 0 hat.
2 ist eine Schnittansicht, die eine Siliciumnitrid-Leiterplatte gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
3 ist eine Schnittansicht, die eine Siliciumnitrid-Leiterplatte gemäß einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
4 ist eine Schnittansicht, die einen Test zur Bewertung der Wärmeabstrahlungseigenschaften zeigt;
5 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Dicke eines Keramiksubstrats und der Zunahme der Temperatur eines Halbleiterelements in dem Test zur Bewertung der Wärmeabstrahlungseigenschaften zeigt;
6 ist eine Schnittansicht, die eine Anordnung einer erfindungsgemäßen Siliciumnitrid-Leiterplatte zeigt;
7 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Substratdicke und der maximalen Biegung zeigt;
8 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Substratdicke und der Bruchfestigkeit zeigt;
9 ist eine Schnittansicht, die eine Leiterplatte zeigt, in der eine Schaltungsschicht mit einem direkten Kupferbindungsverfahren gebildet wird;
10 ist eine Schnittansicht, die eine Leiterplatte zeigt, in der eine Schaltungsschicht mit einem Metallisierungsverfahren gebildet wird;
11 ist eine Schnittansicht, die eine Anordnung der erfindungsgemäßen Siliciumnitrid-Leiterplatte zeigt;
12 ist eine Schnittansicht, die eine weitere Anordnung der erfindungsgemäßen Siliciumnitrid-Leiterplatte zeigt;
13 ist eine Schnittansicht, die eine Siliciumnitrid-Leiterplatte gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
14 ist eine Schnittansicht, die eine Siliciumnitrid-Leiterplatte gemäß einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
15 ist eine Schnittansicht, die eine Leiterplatte zeigt, in der eine Schaltungsschicht mit einem Metallisierungsverfahren gebildet wird;
16 ist eine Draufsicht, die eine Anordnung einer erfindungsgemäßen Siliciumnitrid-Leiterplatte zeigt;
17 ist eine Schnittansicht, die eine Siliciumnitrid-Leiterplatte gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt, wobei es sich um eine Schnittansicht handelt, welche die Siliciumnitrid-Leiterplatte entlang einer Linie XVII-XVII in 16 zeigt;
18 ist eine Schnittansicht, die eine Siliciumnitrid-Leiterplatte gemäß einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt, wobei es sich um eine Schnittansicht handelt, welche die Siliciumnitrid-Leiterplatte entlang einer Linie XVIII-XVIII in 16 zeigt;
19 ist eine Schnittansicht, die eine Siliciumnitrid-Leiterplatte gemäß einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;
20 ist eine Schnittansicht, die eine Modifizierung der in der 19 gezeigten Siliciumnitrid-Leiterplatte zeigt; und
21 ist eine Schnittansicht, die eine Siliciumnitrid-Leiterplatte gemäß einer weiteren Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt.
BESTE ART UND WEISE DER AUSFÜHRUNG DER ERFINDUNG
Nachstehend werden erfindungsgemäße Ausführungsformen unter Bezugnahme auf die folgenden Beispiele beschrieben.
Zunächst werden Beispiele eines Siliciumnitrid-Sinterkörpers, der als Substratmaterial einer erfindungsgemäßen Siliciumnitrid-Leiterplatte verwendet wird, im Vergleich zu einem herkömmlichen Material beschrieben. Danach werden Leiterplatten beschrieben, bei denen der Siliciumnitrid-Sinterkörper als Substratmaterial verwendet wird.
Beispiele 101 bis 103 (nicht erfindungsgemäß)
12,5 Gew.-% Ho₂O₃-Pulver (Holmiumoxidpulver) mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,9 μm, das als Sinterhilfsmittel dient, wurden einem Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver zugesetzt, das 1,3 Gew.-% Sauerstoff und eine Gesamtmenge von 0,15 Gew.-% Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B sowie 97 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasentyps enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 0,55 μm aufwies. Das resultierende Gemisch wurde mittels einer Kugelmühle nass gemischt. Das Mischen wurde 72 Stunden in Ethylalkohol unter Verwendung von Siliciumnitrid-Kugeln durchgeführt. Anschließend wurde das gemischte Material zur Herstellung eines Ausgangsmaterialpulvergemischs getrocknet.
Dem hergestellten Ausgangsmaterialpulvergemisch wurde eine vorgegebene Menge eines organischen Bindemittels zugesetzt und es wurde einheitlich gemischt. Das Gemisch wurde bei einem Formdruck von 1000 kg/cm² formgepresst, um eine große Zahl von Formkörpern herzustellen, die jeweils eine Länge von 50 mm × eine Breite von 50 mm × eine Dicke von 5 mm aufwiesen. Jeder erhaltene Formkörper wurde 2 Stunden bei 700°C in einem Atmosphärengas entfettet. Der entfettete Körper wurde 6 Stunden in einer Stickstoffgasatmosphäre bei 1950°C und 9 atm gehalten und zur Verdichtung gesintert. Danach wurde die Elektrizitätsmenge, die einer in einem Sinterofen angeordneten Heizvorrichtung zugeführt wurde, so gesteuert, dass die Sinterkörper derart mäßig abgekühlt wurden, dass die Abkühlungsgeschwindigkeiten der Sinterkörper auf 100°C/Stunde (Beispiel 101), 50°C/Stunde (Beispiel 102) und 25°C/Stunde (Beispiel 103) eingestellt wurden, bis die Temperatur in dem Ofen auf 1500°C abgenommen hatte. Dadurch wurden die Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß den Beispielen 101 bis 103 hergestellt.
Vergleichsbeispiel 101
Ein Sinterverfahren wurde unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 101 durchgeführt, jedoch wurde die Heizvorrichtung unmittelbar nach dem Sintern zur Verdichtung abgeschaltet, um einen Sinterkörper bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit (etwa 500°C/Stunde) in einem herkömmlichen Ofen abzukühlen, wodurch ein Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß dem Vergleichsbeispiel 101 hergestellt wurde.
Vergleichsbeispiel 102
Das Verfahren wurde unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 101 durchgeführt, jedoch wurde ein Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver verwendet, das 1,5 Gew.-% Sauerstoff, insgesamt 0,6 Gew.-% der kationischen Fremdelemente und 93 Gew.-% des Siliciumnitrids des α-Phasentyps enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 0,60 μm aufwies, wodurch ein Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß dem Vergleichsbeispiel 102 hergestellt wurde.
Vergleichsbeispiel 103
Das Verfahren wurde unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 101 durchgeführt, jedoch wurde ein Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver verwendet, das 1,7 Gew.-% Sauerstoff, insgesamt 0,7 Gew.-% der kationischen Fremdelemente und 91 Gew.-% des Siliciumnitrids des α-Phasentyps enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 1,2 μm aufwies, wodurch ein Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß dem Vergleichsbeispiel 103 hergestellt wurde.
Die Durchschnittswerte der Porositäten, der Wärmeleitfähigkeiten (bei 25°C) und der Dreipunkt-Biegefestigkeiten bei Raumtemperatur wurden bezüglich der Siliciumnitrid-Sinterkörper der vorstehend beschriebenen Beispiele und Vergleichsbeispiele gemessen.

Das Verhältnis der Kristallphase zur Korngrenzenphase wurde mit einem Röntgenbeugungsverfahren bezüglich jedes Sinterkörpers gemessen und es wurden die Ergebnisse erhalten, die in der nachstehenden Tabelle 1 gezeigt sind. Tabelle 1

Probe Nr.	Abkühlungsgeschwindigkeit auf 1500°C nach dem Sintern (°C/Stunde)	Porosität (%)	Verhältnis der Kristallphase zur Korngrenzenphase (%)	Wärmeleitfähigkeit (W/m·K)	Dreipunkt-Biegefestigkeit (MPa)
Beispiel 101*	100	0,7	32	98	820
Beispiel 102*	50	0,6	55	103	800
Beispiel 103*	25	0,4	75	110	710
Vergleichsbeispiel 101	500	0,8	10	78	860
Vergleichsbeispiel 102	100	0,6	2	60	815
Vergleichsbeispiel 103	100	4,0	3	56	640

* nicht erfindungsgemäß

Die Verhältnisse der Kristallphasen zu den Korngrenzenphasen in der Tabelle 1 können durch die Röntgenbeugungsmuster der Sinterkörper erhalten werden. Die 1(A), 1(B), 1(C) und 1(D) sind Röntgenbeugungsdiagramme der Sinterkörper gemäß den Beispielen 103, 102 und 101 bzw. des Vergleichsbeispiels 101.
In diesen Diagrammen liegen ein Röntgenintensitätspeak, der eine Menge an Si₃N₄ und Ho₂O₃ anzeigt, die in der Kristallverbindung vorliegen, und ein Röntgenintensitätspeak B der (101)-Ebene von β-Si₃N₄ und ein Röntgenintensitätspeak C der (201)-Ebene von β-Si₃N₄ vor.
Andererseits ist die 1(E) ein Röntgenbeugungsdiagramm eines Sinterkörpers, in dem die Korngrenzenphase amorph ist und das Kristallisationsverhältnis den Wert 0 hat. Unter Bezugnahme auf die 1(E) liegt kein Peak A vor, welcher der Kristallverbindungsphase entspricht.
In diesem Fall wird in einem Siliciumnitrid-Sinterkörper, der durch Zugeben von 12,5 Gew.-% Ho₂O₃ zu Siliciumnitrid erhalten wird, ein Kristallisationsindex Rs dann, wenn die Korngrenzenphase vollständig kristallisiert ist, durch die nachstehend angegebene Gleichung (1) beschrieben, worin die Röntgenintensitätswerte der Peaks A, B und C durch IA, IB bzw. IC dargestellt sind. Der Kristallisationsindex Rs beträgt 0,45. R = IA/(IB + IC)/2 (1)
Wenn die Röntgenintensitätswerte der Peaks A, B und C in den Röntgenbeugungsdiagrammen abgelesen werden und die Kristallisationsindices R der jeweiligen Sinterkörper der Beispiele 101 bis 103 und des Vergleichsbeispiels 101 gemäß der vorstehend angegebenen Gleichung (1) berechnet werden, werden die folgenden Ergebnisse erhalten:

Beispiel 101... R = 12,5/(77 + 95)/2 = 0,145

Beispiel 102... R = 17/(62 + 74)/2 = 0,248

Beispiel 103... R = 22/(55 + 75)/2 = 0,338

Vergleichsbeispiel 101... R = 5/(106 + 118)/2 = 0,045
Bezüglich des Verhältnisses des Kristallisationsindex R, der so erhalten wurde, wie es vorstehend beschrieben und in der nachstehenden Tabelle 2 gezeigt ist, zum Kristallisationsindex Rs (= 0,45), der erhalten wird, wenn eine Kristallisation von 100% durchgeführt wird, werden die Verhältnisse Q der Kristallphasen zu den Korngrenzenphasen des Sinterkörpers aus der Gleichung (2) berechnet und betragen 32%, 55%, 75% bzw. 10%. Q(%) = R/Rs × 100 (2)
Wie es aus den in der Tabelle 1 gezeigten Ergebnissen ersichtlich ist, wurde bei den Siliciumnitrid-Sinterkörpern gemäß der Beispiele 101 bis 103 die Abkühlungsgeschwindigkeit jedes Sinterkörpers unmittelbar nach dem Sintern zum Verdichten auf einen geringeren Wert eingestellt als derjenige des Vergleichsbeispiels 101. Aus diesem Grund enthielt die Korngrenze eine Kristallphase. Da das Verhältnis der Kristallphase hoch war, konnte ein hochfester Sinterkörper mit hoher Wärmeleitfähigkeit und hervorragenden Wärmeabstrahlungseigenschaften erhalten werden.
Wenn im Gegensatz dazu die Abkühlungsgeschwindigkeit des Sinterkörpers wie im Vergleichsbeispiel 101 auf einen hohen Wert eingestellt und die Abkühlung schnell durchgeführt wurde, war das Verhältnis der Kristallphase zur Korngrenzenphase klein, d. h. 10%, und dessen Wärmeleitfähigkeit nahm ab. Wenn wie im Vergleichsbeispiel 102 das Siliciumnitridpulver verwendet wurde, das insgesamt 0,6 Gew.-% der kationischen Fremdelemente enthielt, war selbst dann, wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit des Sinterkörpers auf den Wert von Beispiel 101 eingestellt wurde, ein großer Teil der Korngrenzenphase amorph und die Wärmeleitfähigkeit nahm ab.
Wenn wie im Vergleichsbeispiel 103 ein grobes Siliciumnitrid-Pulver mit einer durchschnittlichen Korngröße von 1,2 μm verwendet wurde, wurde beim Sintern eine unzureichende Dichte erhalten und die Festigkeit und die Wärmeleitfähigkeit nahmen ab.
Beispiele 1 bis 3 (nicht erfindungsgemäß)
5 Gew.-% Y₂O₃-Pulver (Yttriumoxidpulver) mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,7 μm, das als Sinterhilfsmittel dient, und 1,0 Gew.-% Al₂O₃-Pulver (Aluminiumoxidpulver) mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,5 μm, das als Sinterhilfsmittel dient, wurden einem Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver zugesetzt, das 1,3 Gew.-% Sauerstoff und eine Gesamtmenge von 0,15 Gew.-% Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B sowie 97 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasentyps enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 0,55 μm aufwies. Das resultierende Gemisch wurde in Ethylalkohol 24 Stunden nass gemischt und zur Herstellung eines Ausgangsmaterialpulvergemischs getrocknet.
Dem hergestellten Ausgangsmaterialpulvergemisch wurde eine vorgegebene Menge eines organischen Bindemittels zugesetzt und es wurde einheitlich gemischt. Das Gemisch wurde bei einem Formdruck von 1000 kg/cm² formgepresst, um eine große Zahl von Formkörpern herzustellen. Jeder erhaltene Formkörper wurde 2 Stunden bei 700°C in einem Atmosphärengas entfettet. Der entfettete Körper wurde 6 Stunden in einer Stickstoffgasatmosphäre bei 1900°C und 9 atm gehalten und zur Verdichtung gesintert. Danach wurde die Elektrizitätsmenge, die einer in einem Sinterofen angeordneten Heizvorrichtung zugeführt wurde, so gesteuert, dass die Sinterkörper derart abgekühlt wurden, dass die Abkühlungsgeschwindigkeiten der Sinterkörper auf 100°C/Stunde eingestellt wurden, bis die Temperatur in dem Ofen auf 1500°C abgenommen hatte. Die erhaltenen Sinterkörper wurden poliert, um Siliciumnitrid-Sinterkörper für die Beispiele 1 bis 3 herzustellen, die jeweils eine Wärmeleitfähigkeit k von 70 W/m·K, eine Dicke von 0,25 mm, 0,4 mm und 0,6 mm und eine vertikale Abmessung von 29 mm × eine horizontale Abmessung von 63 mm aufwiesen. Das Verhältnis der Kristallphase zur Korngrenzenphase in jedem Siliciumnitrid-Substrat betrug 30% und die Porosität jedes Substrats betrug 0,2%.
Anschließend wurde, wie es in der 2 gezeigt ist, ein Lötmaterial aus 30 Gew.-% Ag-65 Gew.-% Cu-5 Gew.-% Ti mittels Siebdruck auf einen Abschnitt aufgebracht, an dem auf der Oberfläche jedes Siliciumnitrid-Substrats 2 eine Schaltungsschicht ausgebildet war, und auf einen Abschnitt, an dem eine Kupferplatte an die Rückfläche des Siliciumnitrid-Substrats 2 aufgebracht war, und getrocknet, um Lötmaterialschichten aus aktivem Metall 7a und 7b auszubilden, die jeweils eine Dicke von 20 μm aufwiesen. Eine Kupferleiterplatte 4, die aus sauerstofffreiem Kupfer bestand und eine Dicke von 0,3 mm aufwies, und eine Kupferrückplatte 5, die eine Dicke von 0,25 mm aufwies, wurden an vorgegebenen Positionen der Lötmaterialschichten aus aktivem Metall 7a und 7b derart angeordnet, dass sie in Kontakt mit den Lötmaterialschichten aus aktivem Metall 7a und 7b waren. Die resultierende Struktur wurde 10 min bei 850°C in einem Vakuumzustand gehalten, um einen gebundenen Körper zu erhalten. Jeder gebundene Körper wurde geätzt, um ein vorgegebenes Schaltungsmuster (Schaltungsschicht) zu bilden. Anschließend wurde ein Halbleiterelement (Ausgangsleistung: 300 W) 6 mit Abmessungen von 16 mm im Quadrat × einer Dicke von 0,5 mm durch Löten an den zentralen Abschnitt der Kupferleiterplatte 4 gebunden, um eine große Zahl von Siliciumnitrid-Leiterplatten 1 gemäß den Beispielen 1 bis 3 herzustellen.
Beispiel 4 (nicht erfindungsgemäß)
Das Verfahren wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel 3 durchgeführt, jedoch wurde eine Kupferleiterplatte mit einer Dicke von 0,5 mm auf der Oberflächenseite und eine Kupferrückplatte mit einer Dicke von 0,3 mm auf der Rückseite anstelle der im Beispiel 3 verwendeten Kupferleiterplatten mit Dicken von 0,3 mm und 0,25 mm verwendet, wodurch eine Si₃N₄-Leiterplatte gemäß Beispiel 4 hergestellt wurde.
Beispiel 5 (nicht erfindungsgemäß)
Das Verfahren wurde in der gleichen Weise wie im Beispiel 2 durchgeführt, jedoch wurde ein Siliciumnitrid-Substrat mit einer Wärmeleitfähigkeit von 100 W/m·K, die durch Einstellen der Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Abschluss des Sinterns erhalten wurde, anstelle des Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit mit einer Wärmeleitfähigkeit von 70 W/m·K verwendet, das im Beispiel 2 verwendet worden ist, wodurch eine Si₃N₄-Leiterplatte gemäß Beispiel 5 hergestellt wurde.
Vergleichsbeispiel 1
Eine Kupferleiterplatte und eine Kupferrückplatte wurden mit dem Verfahren mit aktivem Metall in der gleichen Weise wie im Beispiel 3 integral an die Oberflächen eines Substrats gebunden, jedoch wurde ein Aluminiumnitrid-Substrat (AlN-Substrat) mit einer Wärmeleitfähigkeit k von 170 W/m·K und einer Dicke von 0,8 mm anstelle des im Beispiel 3 verwendeten Siliciumnitrid-Substrats mit einer Dicke von 0,6 mm verwendet, wodurch eine Leiterplatte gemäß Vergleichsbeispiel 1 hergestellt wurde.
Vergleichsbeispiel 2
Eine Kupferleiterplatte und eine Kupferrückplatte wurden mit dem Lötverfahren mit aktivem Metall in der gleichen Weise wie im Beispiel 3 integral an die Oberflächen eines Substrats gebunden, jedoch wurde ein Siliciumnitrid-Substrat mit einer Dicke von 0,8 mm anstelle des im Beispiel 3 verwendeten Siliciumnitrid-Substrats mit einer Dicke von 0,6 mm verwendet, wodurch eine Leiterplatte gemäß Vergleichsbeispiel 2 hergestellt wurde.
Die maximale Biegung und die Bruchfestigkeit der Leiterplatten gemäß den Beispielen 1 bis 5 und den Vergleichsbeispielen 1 und 2, die so hergestellt wurden, wie es vorstehend beschrieben worden ist, wurden gemessen. Als Ergebnis wurde gefunden, dass die Siliciumnitrid-Leiterplatten 1 gemäß den Beispielen 1 bis 5 eine maximale Biegung und eine Bruchfestigkeit aufwiesen, die mindestens zweimal so groß waren wie diejenigen der Leiterplatte von Vergleichsbeispiel 1, bei der ein herkömmliches Aluminiumnitrid-Substrat verwendet wurde. Es wurde auch bestätigt, dass die Biegung und die Bruchfestigkeit mit zunehmender Dicke des Siliciumnitrid-Substrats verbessert wurden.
Bezüglich jeder Leiterplatte wurde ein Test zur Bewertung der Wärmeabstrahlungseigenschaften durchgeführt. In dem Test zur Bewertung der Wärmeabstrahlungseigenschaften, der in der 4 gezeigt ist, wurde die Leiterplatte 1, an der ein Halbleiterelement 6 mit einer Ausgangsleistung von 300 W montiert war, an einen Kupferkühlkörper 8 mit einer Wärmeabstrahlungskapazität von 109000 W/m²·K gebunden und die Oberflächentemperatur Ti des Halbleiterelements 6 wurde gemessen, während dem Halbleiterelement 6 Energie zugeführt wurde. Bei der erhaltenen Differenz (ΔTi = Ti – T) zwischen der Oberflächentemperatur Ti und der Außentemperatur (T = 300 K) war die Oberflächentemperatur Ti in einem Gleichgewichtszustand und die Qualität der Wärmeabstrahlungseigenschaften wurde auf der Basis der Größe der Temperaturzunahme (ΔTi) des Halbleiterelements 6 bewertet. Die Messwerte der Zunahme der Temperatur (ΔTi) sind in der Tabelle 2 gezeigt.
Gemäß den in der Tabelle 2 gezeigten Ergebnissen kann die Wärmeleitfähigkeit der Leiterplatte als Ganzes gemäß den Leiterplatten jedes Beispiels vermindert werden, obwohl ein Si₃N₄-Substrat mit einer Wärmeleitfähigkeit verwendet wird, die geringer ist als diejenige eines herkömmlichen AlN-Substrats (Vergleichsbeispiel 1), da die Dicke des Si₃N₄-Substrats vermindert werden kann. Daher war die Zunahme der Temperatur Ti des Halbleiterelements nahezu gleich der Zunahme bei einer herkömmlichen AlN-Leiterplatte, und es wurde auch gefunden, dass die Leiterplatte hervorragende Wärmeabstrahlungseigenschaften aufwies. Da der Wärmewiderstand durch Vermindern der Dicke des Si₃N₄-Substrats abnimmt, wurde auch bestätigt, dass die Wärmeabstrahlungseigenschaften der Leiterplatte als Ganzes verbessert werden konnten.
Andererseits war im Vergleichsbeispiel 2, bei dem das Si₃N₄-Substrat mit einer Dicke von 0,8 mm verwendet wurde, wobei diese Dicke mehr als zweimal so groß war wie die Dicke der Metallleiterplatte, die Zunahme der Temperatur Ti des Halbleiterelements groß und es wurde bestätigt, dass die Wärmeabstrahlungseigenschaften relativ schlecht waren.
Wenn die Leiterplatten der vorstehend beschriebenen Beispiele in dem Zusammenbauschritt durch Klemmen auf Platten montiert wurden, wurden keinerlei Klemmrisse gebildet und Halbleitervorrichtungen, bei denen die Leiterplatten eingesetzt wurden, konnten mit einer hohen Herstellungsausbeute in einer Massenproduktion hergestellt werden.
Ein Temperaturzunahme-Temperaturabnahme-Zyklus mit einem Zyklus, bei dem von –45°C auf Raumtemperatur (RT) aufgeheizt, von Raumtemperatur auf +125°C aufgeheizt und von +125°C über Raumtemperatur auf –45°C abgekühlt wurde, wurde mit den Leiterplatten wiederholt durchgeführt und die Anzahl der durchgeführten Zyklen, bis Risse oder dergleichen in den Substratabschnitten auftraten, wurde gemessen, wodurch ein Wärmezyklusbeständigkeitstest durchgeführt wurde.
Als Ergebnis wurden im Fall der Leiterplatten der Beispiele 1 bis 5 selbst nach der Durchführung von 1000 Zyklen keine Risse in den Si₃N₄-Substraten gebildet und die Metallleiterplatten (Cu-Leiterplatten) wurden nicht abgelöst. Daher wurde gefunden, dass die Leiterplatten hervorragende Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften aufwiesen. Andererseits wurden im Fall der AlN-Leiterplatte von Vergleichsbeispiel 1 nach der Durchführung von 100 Zyklen Risse gebildet und es wurde bestätigt, dass die Leiterplatte eine schlechte Dauerbeständigkeit aufwies.
Beispiel 6 bis 10 (nicht erfindungsgemäß)
Eine Metallleiterplatte wurde mit einem direkten Kupferbindungsverfahren (DBC-Verfahren) anstelle des Lötverfahrens mit aktivem Metall integral an ein Si₃N₄-Substrat gebunden und Si₃N₄-Substrate gemäß den Beispielen 6 bis 10, die den Beispielen 1 bis 5 entsprachen, wurden in der folgenden Weise hergestellt.
Insbesondere wurden die Si₃N₄-Substrate, die in den Beispielen 1 bis 5 hergestellt worden sind und jeweils eine Wärmeleitfähigkeit k von 70 oder 100 W/m·K und eine Dicke von 0,25 mm, 0,4 mm, 0,6 mm und 0,8 mm aufwiesen, bei einer Temperatur von 1300°C 12 Stunden in einem Oxidationsofen erhitzt, um die gesamten Oberflächen des Substrats zu oxidieren, wodurch Oxidschichten mit einer Dicke von jeweils 2 μm gebildet wurden. Die Oxidschichten bestanden aus SiO₂-Filmen.
Eine Kupferleiterplatte mit einer Dicke von 0,3 mm oder 0,5 mm, die aus Elektrolytzähkupfer bestand, wurde so angeordnet, dass sie mit der Vorderflächenseite jedes Si₃N₄-Substrats, auf dem die Oxidschicht gemäß der Tabelle 2 ausgebildet worden ist, in Kontakt war, und eine Kupferleiterplatte mit einer Dicke von 0,25 mm oder 0,3 mm, die aus Elektrolytzähkupfer bestand, wurde so angeordnet, dass sie mit der Rückflächenseite des Si₃N₄-Substrats als Kaschiermaterial in Kontakt war, so dass ein zusammengesetzter Körper erhalten wurde.
Anschließend wurde der zusammengesetzte Körper in einen Heizofen mit einer Temperatur von 1075°C und einer Atmosphäre eingebracht, die auf eine Stickstoffgasatmosphäre eingestellt worden ist, und 1 min erhitzt, wodurch die Kupferleiterplatten direkt an beide Oberflächen jedes Si₃N₄-Substrats gebunden wurden. Anschließend wurde ein Halbleiterelement durch Löten an die Kupferleiterplatte gebunden, wodurch Si₃N₄-Leiterplatten gemäß den Beispielen 6 bis 10 hergestellt wurden.
Jede Si₃N₄-Leiterplatte 1a weist die folgende Struktur auf. Gemäß der 3 ist eine Oxidschicht 3, die aus SiO₂ besteht, auf der gesamten Oberfläche eines Si₃N₄-Substrats 2 ausgebildet und eine Kupferleiterplatte 4, die als Metallleiterplatte dient, ist direkt an die Vorderflächenseite des Si₃N₄-Substrats 2 gebunden, und eine Kupferleiterplatte 5, die als Kupferrückplatte dient, ist in der gleichen Weise an die Rückflächenseite gebunden, wie es vorstehend beschrieben worden ist. Ein Halbleiterelement 6 ist integral an einer vorgegebenen Position der Kupferleiterplatte 4 auf der Vorderflächenseite durch eine Lötschicht (nicht gezeigt) gebunden. Wenn die Kupferleiterplatten 4 und 5 an beide Oberflächen des Si₃N₄-Substrats 2 gebunden sind, trägt die Kupferleiterplatte 5, die als Kupferrückplatte dient, effektiv zur Beschleunigung der Wärmeabstrahlung und zu einer Verhinderung eines Verziehens der Leiterplatte bei.
Die maximale Biegung der Si₃N₄-Leiterplatten gemäß der Beispiele 6 bis 10, in denen die Schaltungsschichten mit dem vorstehend beschriebenen direkten Bindungsverfahren ausgebildet worden sind, lag im Bereich von 0,8 bis 1,6 mm und die Bruchfestigkeit lag im Bereich von 550 bis 900 MPa. Als Folge davon konnten charakteristische Werte erhalten werden, die mit denjenigen nahezu identisch waren, die erhalten wurden, wenn eine Schaltungsschicht mit dem Lötverfahren mit aktivem Metall wie in den Beispielen 1 bis 5 ausgebildet wurde. In einem Wärmezyklusbeständigkeitstest zeigte sich die folgende hervorragende Wärmezyklusbeständigkeit. Selbst nach der Durchführung von 1000 Zyklen wurden in dem Si₃N₄-Substrat keine Risse gebildet und die Metallleiterplatte wurde nicht abgelöst.
Vergleichsbeispiel 3
Eine Kupferleiterplatte und eine Kupferrückplatte wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel 8 mit einem direkten Kupferbindungsverfahren integral an die Oberflächen eines Substrats gebunden, jedoch wurde ein Aluminiumnitrid-Substrat (AlN-Substrat) mit einer Wärmeleitfähigkeit k von 170 W/m·K und einer Dicke von 0,8 mm anstelle des im Beispiel 8 verwendeten Siliciumnitrid-Substrats verwendet, wodurch eine Leiterplatte gemäß Vergleichsbeispiel 3 hergestellt wurde.
Vergleichsbeispiel 4
Eine Kupferleiterplatte und eine Kupferrückplatte wurden in der gleichen Weise wie im Beispiel 8 mit einem direkten Kupferbindungsverfahren integral an die Oberflächen eines Substrats gebunden, jedoch wurde ein Siliciumnitrid-Substrat mit einer Dicke von 0,8 mm anstelle des im Beispiel 8 verwendeten Siliciumnitrid-Substrats mit einer Dicke von 0,6 mm verwendet, wodurch eine Leiterplatte gemäß Vergleichsbeispiel 4 hergestellt wurde.
Der Test zur Bewertung der Wärmeabstrahlungseigenschaften, der in der 4 gezeigt ist, wurde bezüglich der Leiterplatten gemäß den Beispielen 6 bis 10 und den Vergleichsbeispielen 3 und 4 durchgeführt, die gemäß der vorstehenden Beschreibung in der gleichen Weise wie in den Beispielen 1 bis 5 und den Vergleichsbeispielen 1 und 2 hergestellt worden sind, und die Zunahme der Temperatur ΔTi, die durch die Wärme verursacht wurde, die von einem Halbleiterelement mit einer Ausgangsleistung von 300 W erzeugt worden ist, wurde gemessen, wodurch die in der Tabelle 2 gezeigten Ergebnisse erhalten wurden. Die Beziehung der Dicke eines Keramiksubstrats wie z. B. eines Siliciumnitrid-Substrats und der Zunahme der Temperatur ΔTi des Halbleiterelements ist in der 5 als Graph gezeigt.
Wie es aus den in der Tabelle 2 und der 5 gezeigten Ergebnissen ersichtlich ist, konnte folgendes bestätigt werden. Mit abnehmender Dicke des Siliciumnitrid-Substrats nahm der Wärmewiderstand der Leiterplatte als Ganzes ab und die Zunahme der Temperatur ΔTi des Halbleiterelements nahm linear ab, wodurch die Wärmeabstrahlungseigenschaften verbessert wurden.
Insbesondere dann, wenn eine Leiterplatte unter Verwendung eines Si₃N₄-Substrats mit einer Wärmeleitfähigkeit von 70 W/m·K und einer Dicke von 0,25 mm oder eines Si₃N₄-Substrats mit einer Wärmeleitfähigkeit von 100 W/m·K und einer Dicke von 0,4 mm ausgebildet wurde, wurden Wärmeabstrahlungseigenschaften erhalten, die mit denjenigen des Schaltungssubstrats identisch sind, das unter Verwendung eines AlN-Substrats mit einer Wärmeleitfähigkeit von 170 W/m·K und einer Dicke von 0,8 mm ausgebildet wurde, wie es aus einem Vergleich von Beispiel 6
Beispiel 10 (∇) und Vergleichsbeispiel 3
ersichtlich ist. Daher kann die Substratdicke auf die Hälfte oder weniger der herkömmlichen Substratdicke vermindert werden und die Herstellungskosten des Substrats können vermindert werden.
Wenn die Dicke jedes Si₃N₄-Substrats vermindert wurde, konnten bevorzugte dielektrische Durchschlagsfestigkeiten erhalten werden, und es wurde gefunden, dass die dielektrische Durchschlagsfestigkeit mit der herkömmlichen dielektrischen Durchschlagsfestigkeit identisch oder höher als diese war. Andererseits wurde bei dem Vergleichsbeispiel 4, bei dem das Si₃N₄-Substrat mit einer Dicke von 0,8 mm verwendet wurde, das mehr als zweimal so dick war wie die Metallleiterplatte, gefunden, dass die Zunahme der Temperatur ΔTi des Halbleiterelements groß war und dass die Wärmeabstrahlungseigenschaften relativ schlecht waren.
Der Einfluss der Dicke des in der vorliegenden Erfindung verwendeten Siliciumnitrid-Substrats auf die Biege- oder Bruchfestigkeit der Leiterplatte wird nachstehend unter Bezugnahme auf die nachstehend beschriebenen Beispiele beschrieben.
Beispiel 11 bis 13 (nicht erfindungsgemäß)
5 Gew.-% Y₂O₃-Pulver (Yttriumoxidpulver) mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,7 μm, das als Sinterhilfsmittel dient, und 1,5 Gew.-% Al₂O₃-Pulver (Aluminiumoxidpulver) mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,5 μm, das als Sinterhilfsmittel dient, wurden einem Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver zugesetzt, das 1,3 Gew.-% Sauerstoff und eine Gesamtmenge von 0,15 Gew.-% der vorstehend beschriebenen kationischen Fremdelemente sowie 97 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasentyps enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 0,55 μm aufwies. Das resultierende Gemisch wurde in Ethylalkohol 24 Stunden nass gemischt und zur Herstellung eines Ausgangsmaterialpulvergemischs getrocknet.
Dem hergestellten Ausgangsmaterialpulvergemisch wurde eine vorgegebene Menge eines organischen Bindemittels zugesetzt und es wurde einheitlich gemischt. Das Gemisch wurde bei einem Formdruck von 1000 kg/cm² formgepresst, um eine große Zahl von Formkörpern mit einer Länge von 80 mm × einer Breite von 50 mm × einer Dicke von 1 bis 5 mm herzustellen. Jeder erhaltene Formkörper wurde 2 Stunden bei 700°C in einem Atmosphärengas entfettet. Der entfettete Körper wurde 6 Stunden in einer Stickstoffgasatmosphäre bei 1900°C und 9 atm gehalten und zur Verdichtung gesintert. Danach wurde die Elektrizitätsmenge, die einer in einem Sinterofen angeordneten Heizvorrichtung zugeführt wurde, so gesteuert, dass die Sinterkörper derart abgekühlt wurden, dass die Abkühlungsgeschwindigkeiten der Sinterkörper auf 100°C/Stunde eingestellt wurden, bis die Temperatur in dem Ofen auf 1500°C abgenommen hatte. Die erhaltenen Sinterkörper wurden poliert, um Siliciumnitrid-Substrate für die Beispiele 11 bis 13 herzustellen, die jeweils eine Wärmeleitfähigkeit k von 70 W/m·K und eine Dicke von 0,4 mm, 0,6 mm und 0,8 mm aufwiesen.
Anschließend wurde, wie es in der 6 gezeigt ist, ein Lötmaterial aus 30 Gew.-% Ag-65 Gew.-% Cu-5 Gew.-% Ti mittels Siebdruck auf einen Abschnitt aufgebracht, an dem auf der Oberfläche jedes Siliciumnitrid-Substrats 2 eine Schaltungsschicht ausgebildet war, und auf einen Abschnitt, an dem eine Kupferplatte an die Rückfläche des Siliciumnitrid-Substrats 2 gebunden war, und getrocknet, um Lötmaterialschichten aus aktivem Metall 7a und 7b auszubilden, die jeweils eine Dicke von 20 μm aufwiesen.
Dann wurden eine Kupferleiterplatte 4, die aus Elektrolytzähkupfer bestand und eine Dicke von 0,3 mm aufwies, und eine Kupferrückplatte 5, die eine Dicke von 0,25 mm aufwies, an vorgegebenen Positionen der Lötmaterialschichten aus aktivem Metall 7a und 7b derart angeordnet, dass sie in Kontakt mit den Lötmaterialschichten aus aktivem Metall 7a und 7b waren. Die resultierende Struktur wurde 10 min bei 850°C in einem Vakuumzustand gehalten, um einen gebundenen Körper zu erhalten. Jeder gebundene Körper wurde geätzt, um ein vorgegebenes Schaltungsmuster zu bilden. Anschließend wurde ein Halbleiterelement 6 durch Löten an den zentralen Abschnitt der Kupferleiterplatte 4 gebunden, um eine große Zahl von Siliciumnitrid-Leiterplatten 1b gemäß den Beispielen 1 bis 3 herzustellen.
Vergleichsbeispiel 5
Eine Kupferleiterplatte und eine Kupferrückplatte wurden in der gleichen Weise wie in den Beispielen 11 bis 13 mit einem Lötverfahren mit aktivem Metall an die Oberflächen eines Substrats gebunden, jedoch wurde ein Aluminiumnitrid-Substrat (AlN-Substrat) mit einer Wärmeleitfähigkeit k von 70 W/m·K und einer Dicke von 0,8 mm anstelle des in den Beispielen 11 bis 13 verwendeten Siliciumnitrid-Substrats verwendet, wodurch eine Leiterplatte gemäß Vergleichsbeispiel 5 hergestellt wurde.
Die maximale Biegung und die Bruchfestigkeit der Leiterplatten gemäß den Beispielen 11 bis 13 und des Vergleichsbeispiels 5, die so hergestellt worden sind, wie es vorstehend beschrieben worden ist, wurden gemessen, wodurch die in den 7 und 8 gezeigten Ergebnisse erhalten wurden. In diesem Fall wurde die maximale Biegung als maximale Biegehöhe derart gemessen, dass eine Belastung auf den Mittelabschnitt jeder Leiterplatte ausgeübt wurde, wobei die Leiterplatte bei einem Stützabstand von 50 mm gestützt und das Si₃N₄-Substrat oder das AlN-Substrat zerbrochen wurde. Die Bruchfestigkeit wurde auf der Basis der Schnittfläche des Substrats und der Belastung beim Bruch des Substrats berechnet.
Wie es aus den in den 7 und 8 gezeigten Ergebnissen ersichtlich ist, wurde gefunden, dass die Siliciumnitrid-Leiterplatten 1b gemäß den Beispielen 11 bis 13 eine maximale Biegung und eine Bruchfestigkeit aufwiesen, die mindestens zweimal so groß waren wie diejenigen der Leiterplatte von Vergleichsbeispiel 5, bei der ein herkömmliches Aluminiumnitrid-Substrat verwendet wurde. Es wurde auch bestätigt, dass die Biegung und die Bruchfestigkeit mit abnehmender Dicke des Siliciumnitrid-Substrats verbessert wurden. Da der Wärmewiderstand durch eine Verminderung der Dicke des Substrats abnahm, wurde auch bestätigt, dass die Wärmeabstrahlungseigenschaften der Leiterplatte als Ganzes stärker verbessert werden konnten.
Wenn die vorstehend beschriebenen Leiterplatten in dem Zusammenbauschritt auf Platten montiert und geklemmt wurden, wurden keine Klemmrisse gebildet und Halbleitervorrichtungen, bei denen die Leiterplatten eingesetzt wurden, konnten mit einer hohen Herstellungsausbeute in einer Massenproduktion hergestellt werden.
Ein Temperaturzunahme-Temperaturabnahme-Zyklus mit einem Zyklus, bei dem von –45°C auf Raumtemperatur (RT) aufgeheizt, von Raumtemperatur auf +125°C aufgeheizt und von +125°C über Raumtemperatur auf –45°C abgekühlt wurde, wurde mit den Leiterplatten wiederholt durchgeführt und die Anzahl der durchgeführten Zyklen, bis Risse oder dergleichen in den Substratabschnitten auftraten, wurde gemessen, wodurch ein Wärmezyklusbeständigkeitstest durchgeführt wurde. Im Fall der Leiterplatten der Beispiele 11 bis 13 wurden nach der Durchführung von 1000 Zyklen keine Risse in den Si₃N₄-Substraten gebildet und die Metallleiterplatten (Cu-Leiterplatten) wurden nicht abgelöst. Daher wurde gefunden, dass die Leiterplatten hervorragende Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften aufwiesen. Andererseits wurden im Fall der AlN-Leiterplatte von Vergleichsbeispiel 5 nach der Durchführung von 100 Zyklen Risse gebildet und es wurde bestätigt, dass die Leiterplatte eine schlechte Dauerbeständigkeit aufwies.
Beispiel 14 (nicht erfindungsgemäß)
Die Si₃N₄-Substrate, die in den Beispielen 11 bis 13 hergestellt worden sind, die jeweils eine Wärmeleitfähigkeit k von 70 W/m·K und eine Dicke von 0,4 mm, 0,6 mm und 0,8 mm aufwiesen, wurden bei einer Temperatur von 1300°C 12 Stunden in einem Oxidationsofen erhitzt, um die gesamten Oberflächen der Substrate zu oxidieren, wodurch Oxidschichten mit einer Dicke von jeweils 2 μm gebildet wurden.
Eine Kupferleiterplatte mit einer Dicke von 0,3 mm, die aus Elektrolytzähkupfer bestand, wurde so angeordnet, dass sie mit der Vorderflächenseite jedes Si₃N₄-Substrats, auf dem die Oxidschicht ausgebildet worden ist, in Kontakt war, und eine Kupferleiterplatte mit einer Dicke von 0,25 mm, die aus Elektrolytzähkupfer bestand, wurde so angeordnet, dass sie mit der Rückflächenseite des Si₃N₄-Substrats als Kaschiermaterial in Kontakt war, so dass ein zusammengesetzter Körper erhalten wurde. Anschließend wurde der zusammengesetzte Körper in einen Heizofen mit einer Temperatur von 1075°C und einer Atmosphäre eingebracht, die auf eine Stickstoffgasatmosphäre eingestellt worden ist, und 1 min erhitzt, wodurch die Si₃N₄-Leiterplatten gemäß Beispiel 14 hergestellt wurden, bei denen Kupferleiterplatten direkt an beide Oberflächen jedes Si₃N₄-Substrats gebunden waren, wie es in der 9 gezeigt ist.
Jede Si₃N₄-Leiterplatte 1c weist die folgende Struktur auf. Gemäß der 9 ist eine Oxidschicht 3 auf der gesamten Oberfläche des Si₃N₄-Substrats 2 ausgebildet und eine Kupferleiterplatte 4, die als Metallleiterplatte dient, ist direkt an die Vorderflächenseite des Si₃N₄-Substrats 2 gebunden, und eine Kupferleiterplatte 5, die als Kupferrückplatte dient, ist in der gleichen Weise direkt an die Rückflächenseite gebunden, wie es vorstehend beschrieben worden ist. Ein Halbleiterelement 6 ist integral an einer vorgegebenen Position der Kupferleiterplatte 4 auf der Vorderflächenseite durch eine Lötschicht (nicht gezeigt) gebunden. Wenn die Kupferleiterplatten 4 und 5 an beide Oberflächen des Si₃N₄-Substrats 2 gebunden sind, trägt die Kupferleiterplatte 5, die als Kupferrückplatte dient, effektiv zur Beschleunigung der Wärmeabstrahlung und einer Verhinderung eines Verziehens bei.
Die maximale Biegung der Si₃N₄-Leiterplatten gemäß Beispiel 14, in der eine Schaltungsschicht mit dem vorstehend beschriebenen direkten Bindungsverfahren ausgebildet worden ist, lag im Bereich von 0,8 bis 1,6 mm und die Bruchfestigkeit lag im Bereich von 550 bis 900 MPa. Als Folge davon konnten charakteristische Werte erhalten werden, die mit denjenigen nahezu identisch waren, die erhalten wurden, wenn eine Schaltungsschicht mit einem Lötverfahren mit aktivem Metall wie in den Beispielen 1 bis 5 ausgebildet wurde. In einem Wärmezyklusbeständigkeitstest zeigte sich die folgende hervorragende Wärmezyklusbeständigkeit. Selbst nach der Durchführung von 1000 Zyklen wurden in dem Si₃N₄-Substrat keine Risse gebildet und die Metallleiterplatte wurde nicht abgelöst.
Beispiel 15 (nicht erfindungsgemäß)
Gemäß der 10 wurde eine Paste, die durch Zugeben einer geeigneten Menge eines Bindemittels und eines Lösungsmittels zu einem Pulvergemisch aus Molybdän (Mo) und Titanoxid (TiO₂) erhalten worden ist, mittels Siebdruck auf die Oberflächen der Si₃N₄-Substrate 2 aufgebracht, die in den Beispielen 11 bis 13 hergestellt worden sind und jeweils eine Wärmeleitfähigkeit von 70 W/m·K und eine Dicke von 0,4 mm, 0,6 mm und 0,8 mm aufwiesen, und erhitzt und gesintert, um metallisierte Schichten aus hochschmelzendem Metall 10 auszubilden, die jeweils eine Dicke von 15 μm aufwiesen. Eine Ni-Plattierungsschicht 9 mit einer Dicke von 3 μm wurde mittels stromlosen Beschichtens auf jeder metallisierten Schicht 10 aufgebracht, um eine Schaltungsschicht mit einem vorgegebenen Muster auszubilden. Ein Halbleiterelement 6 wurde durch Löten an die Schaltungsschicht gebunden, wodurch eine große Anzahl von Siliciumnitrid-Leiterplatten 1d gemäß Beispiel 15 hergestellt wurde.
Die maximale Biegung der Si₃N₄-Leiterplatte gemäß Beispiel 15, in der eine Schaltungsschicht mit dem vorstehend beschriebenen Metallisierungsverfahren ausgebildet worden ist, lag im Bereich von 1,0 bis 1,8 mm und die Bruchfestigkeit lag im Bereich von 650 bis 950 MPa. Als Folge davon konnten charakteristische Werte erhalten werden, die mit denjenigen nahezu identisch waren, die erhalten wurden, wenn eine Schaltungsschicht mit einem Lötverfahren mit aktivem Metall wie in den Beispielen 11 bis 13 ausgebildet wurde. In einem Wärmezyklusbeständigkeitstest zeigte sich die folgende hervorragende Wärmezyklusbeständigkeit. Selbst nach der Durchführung von 1000 Zyklen wurden in dem Si₃N₄-Substrat keine Risse gebildet und die Metallleiterplatte wurde nicht abgelöst.
Eine Ausführungsform einer Leiterplatte, bei der andere Siliciumnitrid-Substrate mit verschiedenen Komponenten und verschiedenen Eigenschaftswerten eingesetzt wurden, wird nachstehend unter Bezugnahme auf Beispiel 16 beschrieben.
Beispiel 16
Verschiedene Siliciumnitrid-Substrate, die als Materialien dienen, welche eine Leiterplatte bilden, wurden mit dem folgenden Verfahren hergestellt.
Insbesondere wurden, wie es in den Tabellen 3 bis 5 gezeigt ist, Seltenerdoxide wie z. B. Y₂O₃ und Ho₂O₃, die als Sinterhilfsmittel dienen, und gegebenenfalls eine Ti-, Hf-Verbindung, ein Al₂O₃-Pulver und ein AlN-Pulver einem Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver zugesetzt, das 1,3 Gew.-% Sauerstoff und eine Gesamtmenge von 0,15 Gew.-% kationischer Fremdelemente sowie 97 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasentyps enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 0,55 μm aufwies. Das resultierende Gemisch wurde in Ethylalkohol 72 Stunden unter Verwendung von Siliciumnitridkugeln nass gemischt und zur Herstellung eines Ausgangsmaterialpulvergemischs getrocknet. Dem hergestellten Ausgangsmaterialpulvergemisch wurde eine vorgegebene Menge eines organischen Bindemittels zugesetzt und es wurde einheitlich gemischt. Das Gemisch wurde dann bei einem Formdruck von 1000 kg/cm² formgepresst, um eine große Zahl von Formkörpern mit verschiedenen Zusammensetzungen herzustellen.
Jeder erhaltene Formkörper wurde 2 Stunden bei 700°C in einem Atmosphärengas entfettet. Der entfettete Körper wurde 6 Stunden in einer Stickstoffgasatmosphäre bei 1950°C und 9 atm gehalten und zur Verdichtung gesintert. Danach wurde die Elektrizitätsmenge, die einer in einem Sinterofen angeordneten Heizvorrichtung zugeführt wurde, so gesteuert, dass die Sinterkörper derart abgekühlt wurden, dass die Abkühlungsgeschwindigkeiten der Sinterkörper auf die in den Tabellen 3 bis 5 gezeigten Werte eingestellt wurden, bis die Temperatur in dem Ofen auf 1500°C abgenommen hatte. Es wurden Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß den Proben 1 bis 51 hergestellt.
Die Durchschnittswerte der Porositäten, der Wärmeleitfähigkeiten (bei 25°C) und der Dreipunkt-Biegefestigkeiten bei Raumtemperatur wurden bezüglich der Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß der Proben 1 bis 51 gemessen, die gemäß der vorstehenden Beschreibung erhalten worden sind. Das Verhältnis der Kristallphase zur Korngrenzenphase wurde mit einem Röntgenbeugungsverfahren bezüglich jedes Sinterkörpers gemessen und es wurden die Ergebnisse erhalten, die in den nachstehenden Tabellen 3 bis 5 gezeigt sind.
Wie es aus den Tabellen 3 bis 5 ersichtlich ist, wurden die Ausgangsmaterialzusammensetzungen in den Siliciumnitrid-Sinterkörpern der Proben 1 bis 51 in geeigneter Weise gesteuert und die Abkühlungsgeschwindigkeiten der Sinterkörper unmittelbar nach dem Abschluss des Sinterns zur Verdichtung wurden niedriger eingestellt als bei einem herkömmlichen Sinterkörper. Aus diesem Grund wurde ein hochfestes Siliciumnitrid-Substrat mit einer Korngrenzenphase, die eine Kristallphase umfasste, und sehr guten Wärmeabstrahlungseigenschaften und hoher Wärmeleitfähigkeit erhalten, die zum Verhältnis der Kristallphase zu der Korngrenzenphase proportional war.
Im Gegensatz dazu steht ein Fall, bei dem ein Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver verwendet wurde, das 1,3 bis 1,5 Gew.-% Sauerstoff, eine Gesamtmenge von 0,13 bis 0,16 Gew.-% an kationischen Fremdelementen sowie 93 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasentyps enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 0,60 μm aufwies, und ein Ausgangsmaterialpulver, das durch Zugeben von 3 bis 6 Gew.-% Y₂O₃-Pulver (Yttriumoxidpulver) und 1,3 bis 1,6 Gew.-% eines Aluminiumoxidpulvers zu dem Siliciumoxidpulver erhalten wurde, geformt, entfettet, 6 Stunden bei 1900°C gesintert und dann im Ofen abgekühlt wurde (Abkühlungsgeschwindigkeit: 400°C/Stunde), um einen Sinterkörper zu erhalten. In diesem Fall war die Wärmeleitfähigkeit des Sinterkörpers niedrig, d. h. 25 bis 28 W/m·K, und erreichte etwa den Wärmeleitfähigkeitswert eines Siliciumnitrid-Sinterkörpers, der in einem herkömmlichen allgemeinen Herstellungsverfahren hergestellt worden ist.
Die Siliciumnitrid-Sinterkörper der Proben 1 bis 51, die in der vorstehend beschriebenen Weise erhalten worden sind, wurden wie in den Beispielen 11 bis 13 poliert, wodurch Siliciumnitrid-Substrate mit Dicken von 0,4 mm, 0,6 mm und 0,8 mm erhalten wurden. Kupferleiterplatten oder dergleichen wurden unter Verwendung des Lötverfahrens mit aktivem Metall wie in den Beispielen 11 bis 13 integral an die Oberflächen der hergestellten Siliciumnitrid-Substrate gebunden, wodurch Siliciumnitrid-Leiterplatten gemäß Beispiel 16 hergestellt wurden, die in der 6 gezeigt sind.
Ferner wurden Kupferleiterplatten oder dergleichen unter Verwendung des DBC-Verfahrens wie im Beispiel 14 direkt an die Oberflächen der Siliciumnitrid-Substrate gebunden, wodurch eine Siliciumnitrid-Leiterplatte gemäß Beispiel 16 hergestellt wurde, die in der 9 gezeigt ist.
Ferner wurden Schaltungsschichten unter Verwendung des Metallisierungsverfahrens wie im Beispiel 15 auf den Oberflächen der Siliciumnitrid-Substrate gebildet, wodurch eine Siliciumnitrid-Leiterplatte gemäß Beispiel 16 hergestellt wurde, die in der 10 gezeigt ist.
Die maximale Biegung und die Bruchfestigkeit der Si₃N₄-Substrate gemäß Beispiel 16, auf denen die Schaltungsschichten mit dem Lötverfahren mit aktivem Metall, dem DBC-Verfahren und dem Metallisierungsverfahren gemäß der vorstehenden Beschreibung ausgebildet worden sind, waren mit denjenigen der Substrate der Beispiele 11 bis 15 identisch oder höher als diese. In einem Wärmezyklusbeständigkeitstest zeigte sich die folgende hervorragende Wärmezyklusbeständigkeit. Selbst nach der Durchführung von 1000 Zyklen wurden in dem Si₃N₄-Substrat keine Risse gebildet und die Metallleiterplatte wurde nicht abgelöst.
Eine Leiterplatte, bei der eine Oxidschicht auf der Oberfläche eines Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit und/oder der Oberfläche einer Metallleiterplatte ausgebildet ist, wird nachstehend unter Bezugnahme auf die nachstehend beschriebenen Beispiele beschrieben.
Als erstes wird ein Siliciumnitrid-Substrat beschrieben, das jede Leiterplatte bildet. Danach wird eine Leiterplatte beschrieben, bei der das Siliciumnitrid-Substrat eingesetzt wird.
Beispiele 17 bis 19 (nicht erfindungsgemäß)
5 Gew.-% Y₂O₃-Pulver (Yttriumoxidpulver) mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,7 μm, das als Sinterhilfsmittel dient, und 1,0 Gew.-% Al₂O₃-Pulver (Aluminiumoxidpulver) mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,5 μm, das als Sinterhilfsmittel dient, wurden einem Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver zugesetzt, das 1,3 Gew.-% Sauerstoff und eine Gesamtmenge von 0,15 Gew.-% Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Fremdelemente sowie 97 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasentyps enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 0,55 μm aufwies. Das resultierende Gemisch wurde in Ethylalkohol 24 Stunden nass gemischt und zur Herstellung eines Ausgangsmaterialpulvergemischs getrocknet.
Dem hergestellten Ausgangsmaterialpulvergemisch wurde eine vorgegebene Menge eines organischen Bindemittels zugesetzt und es wurde einheitlich gemischt. Das Gemisch wurde bei einem Formdruck von 1000 kg/cm² formgepresst, um eine große Zahl von Formkörpern herzustellen. Jeder erhaltene Formkörper wurde 2 Stunden bei 700°C in einem Atmosphärengas entfettet. Der entfettete Körper wurde 6 Stunden in einer Stickstoffgasatmosphäre bei 1900°C und 9 atm gehalten und zur Verdichtung gesintert. Danach wurde die Elektrizitätsmenge, die einer in einem Sinterofen angeordneten Heizvorrichtung zugeführt wurde, so gesteuert, dass die Sinterkörper derart abgekühlt wurden, dass die Abkühlungsgeschwindigkeiten der Sinterkörper auf 100°C/Stunde (für Beispiel 17), 50°C/Stunde (für Beispiel 18) und 25°C/Stunde (für Beispiel 19) eingestellt wurden, bis die Temperatur in dem Ofen auf 1500°C abgenommen hatte. Die erhaltenen Sinterkörper wurden poliert, um Siliciumnitrid-Substrate für die Beispiele 17 bis 19 herzustellen.
Vergleichsbeispiel 6
Ein Sinterverfahren wurde unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 17 durchgeführt, jedoch wurde die Heizvorrichtung unmittelbar nach dem Ende des Sinterns zur Verdichtung abgeschaltet, um einen Sinterkörper bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit (etwa 500°C/Stunde) in einem herkömmlichen Ofen abzukühlen, wodurch ein Siliciumnitrid-Sinterkörper gemäß dem Vergleichsbeispiel 6 hergestellt wurde.
Vergleichsbeispiel 7
Ein Verfahren wurde unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 17 durchgeführt, jedoch wurde ein Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver verwendet, das 1,5 Gew.-% Sauerstoff, insgesamt 0,6 Gew.-% Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Fremdelemente und 93 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasentyps enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 0,60 μm aufwies, wodurch ein Siliciumnitrid-Substrat für das Vergleichsbeispiel 7 hergestellt wurde.
Vergleichsbeispiel 8
Ein Verfahren wurde unter den gleichen Bedingungen wie im Beispiel 17 durchgeführt, jedoch wurde ein Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver verwendet, das 1,7 Gew.-% Sauerstoff, insgesamt 0,7 Gew.-% Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Fremdelemente und 91 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasentyps enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 1,1 μm aufwies, wodurch ein Siliciumnitrid-Substrat für das Vergleichsbeispiel 8 hergestellt wurde.

Die Porosität und die Wärmeleitfähigkeit bei 25°C wurden bezüglich der Siliciumnitrid-Substrate für die Beispiele 17 bis 19 und der Vergleichsbeispiele 6 bis 8 gemessen. Das Verhältnis der Kristallphase zur Korngrenzenphase wurde mit einem Röntgenbeugungsverfahren bezüglich jedes Si₃N₄-Substrats gemessen und es wurden die Ergebnisse erhalten, die in der nachstehenden Tabelle 6 gezeigt sind. Tabelle 6

Si₃N₄-Substrat Probe Nr.	Abkühlungsgeschwindigkeit auf 1500°C nach dem Sintern (°C/Stunde)	Porosität (%)	Verhältnis der Kristallphase zur Korngrenzenphase (%)	Wärmeleitfähigkeit (W/m·K)
für Beispiel 17	100	0,2	30	70
für Beispiel 18	50	0,2	50	92
für Beispiel 19	25	0,2	80	115
für Vergleichsbeispiel 6	500	0,2	0	40
für Vergleichsbeispiel 7	100	0,3	0	27
für Vergleichsbeispiel 8	100	2,5	0	20

Wie es aus den in der Tabelle 6 gezeigten Ergebnissen ersichtlich ist, wurden bei den Siliciumnitrid-Sinterkörpern für die Beispiele 17 bis 19 die Abkühlungsgeschwindigkeiten der Sinterkörper unmittelbar nach dem Ende des Sinterns zum Verdichten niedriger eingestellt als diejenige des Sinterkörpers von Vergleichsbeispiel 6. Aus diesem Grund wurde ein hochfestes Si₃N₄-Substrat mit einer Korngrenzenphase, die eine Kristallphase umfasste, und sehr guten Wärmeabstrahlungseigenschaften und hoher Wärmeleitfähigkeit erhalten, die zum Verhältnis der Kristallphase zu der Korngrenzenphase proportional war.
Im Gegensatz dazu war wie im Vergleichsbeispiel 6, wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit des Sinterkörpers hoch eingestellt wurde, um den Sinterkörper schnell abzukühlen, die Korngrenzenphase vollständig amorph, und die Wärmeleitfähigkeit nahm ab. Wie im Vergleichsbeispiel 7 war dann, wenn ein Siliciumnitrid-Pulver verwendet wurde, das eine große Menge (0,6 Gew.-%) an kationischen Fremdelementen enthielt, die Korngrenzenphase selbst dann, wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit des Sinterkörpers auf den gleichen Wert wie im Beispiel 17 eingestellt wurde, vollständig amorph und die Wärmeleitfähigkeit nahm ab.
Wenn ferner wie im Vergleichsbeispiel 8 ein grobes Siliciumnitrid-Pulver mit einer durchschnittlichen Korngröße von 1,1 μm verwendet wurde, konnte beim Sintern keine ausreichende Dichte erhalten werden, und sowohl die Festigkeit als auch die Wärmeleitfähigkeit nahmen ab.
Die Si₃N₄-Substrate für die Beispiele 17 bis 19, die gemäß der vorstehenden Beschreibung hergestellt worden sind, wurden zu Dicken von 0,635 mm und 0,4 mm verarbeitet, die Si₃N₄-Substrate für die Vergleichsbeispiele 6 bis 8 wurden zu einer Dicke von 0,635 mm verarbeitet und die Si₃N₄-Substrate wurden in einem Oxidationsofen 12 Stunden bei 1300°C erhitzt, um die gesamten Oberflächen der Substrate zu oxidieren, wodurch Oxidschichten mit einer Dicke von jeweils 2 μm gebildet wurden.
Eine Kupferleiterplatte mit einer Dicke von 0,3 mm, die aus Elektrolytzähkupfer bestand, wurde so angeordnet, dass sie mit der Vorderflächenseite jedes Si₃N₄-Substrats, auf dem die Oxidschicht ausgebildet worden ist, in Kontakt war, und eine Kupferleiterplatte mit einer Dicke von 0,25 mm, die aus Elektrolytzähkupfer bestand, wurde so angeordnet, dass sie mit der Rückflächenseite des Si₃N₄-Substrats als Kaschiermaterial in Kontakt war, so dass ein gestapelter Körper erhalten wurde. Der gestapelte Körper wurde in einen Heizofen mit einer Temperatur von 1075°C und einer Atmosphäre eingebracht, die auf eine Stickstoffgasatmosphäre eingestellt worden ist, und 1 min erhitzt, wodurch Si₃N₄-Leiterplatten hergestellt wurden, bei denen die Kupferleiterplatten direkt an beide Oberflächen jedes Si₃N₄-Substrats gebunden waren.
Jede Si₃N₄-Leiterplatte 1e weist die folgende Struktur auf. Gemäß der 11 ist eine Oxidschicht 3 auf der gesamten Oberfläche eines Si₃N₄-Substrats 2 ausgebildet und eine Kupferleiterplatte 4, die als Metallleiterplatte dient, ist direkt an die Vorderflächenseite des Si₃N₄-Substrats 2 gebunden, und eine Kupferleiterplatte 5, die als Kupferrückplatte dient, ist in der gleichen Weise direkt an die Rückflächenseite gebunden, wie es vorstehend beschrieben worden ist. Ein Halbleiterelement 6 ist integral an einer vorgegebenen Position der Kupferleiterplatte 4 auf der Vorderflächenseite durch eine Lötschicht (nicht gezeigt) gebunden. Wenn die Kupferleiterplatten 4 und 5 an beide Oberflächen des Si₃N₄-Substrats 2 gebunden sind, trägt die Kupferleiterplatte 5, die als Kupferrückplatte dient, effektiv zur Beschleunigung der Wärmeabstrahlung und einer Verhinderung eines Verziehens der Leiterplatte bei.
Vergleichsbeispiel 9
Eine Oxidschicht wurde in der gleichen Weise wie in den Beispielen ausgebildet, jedoch wurde anstelle des in den Beispielen verwendeten Si₃N₄-Substrats ein Aluminiumnitrid-Substrat (AlN-Substrat) mit einer Wärmeleitfähigkeit von 170 W/m·K und einer Dicke von 0,635 mm verwendet, und eine Kupferleiterplatte wurde unter Verwendung des direkten Bindungsverfahrens direkt an das AlN-Substrat gebunden, wodurch eine AlN-Leiterplatte gemäß Vergleichsbeispiel 9 hergestellt wurde.
Vergleichsbeispiel 10
Eine Oxidschicht wurde in der gleichen Weise wie in den Beispielen ausgebildet, jedoch wurde anstelle des in den Beispielen verwendeten Si₃N₄-Substrats ein Aluminiumnitrid-Substrat (AlN-Substrat) mit einer Wärmeleitfähigkeit von 70 W/m·K und einer Dicke von 0,8 mm verwendet, und eine Kupferleiterplatte wurde unter Verwendung des direkten Bindungsverfahrens integral an das AlN-Substrat gebunden, wodurch eine AlN-Leiterplatte gemäß Vergleichsbeispiel 10 hergestellt wurde.
Zur Bewertung der Festigkeitseigenschaften, der Zähigkeit und der Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften jeder Leiterplatte der Beispiele und Vergleichsbeispiele, die gemäß der vorstehenden Beschreibung hergestellt worden ist, wurde die Dreipunkt-Biegefestigkeit und die maximale Biegung jeder Leiterplatte gemessen. Es wurde ein Wärmezyklusbeständigkeitstest (TOT) durchgeführt, um den Bildungszustand von Rissen in der Leiterplatte zu untersuchen.
Die maximale Biegung wurde als maximale Biegehöhe derart gemessen, dass eine Belastung auf den Mittelabschnitt jeder Leiterplatte ausgeübt wurde, wobei die Leiterplatte bei einem Stützabstand von 50 mm gestützt wurde, bis das Si₃N₄-Substrat oder das AlN-Substrat zerbrochen wurde.
Ein Temperaturzunahme-Temperaturabnahme-Zyklus mit einem Zyklus, bei dem von –45°C auf Raumtemperatur (RT) aufgeheizt, von Raumtemperatur auf +125°C aufgeheizt und von +125°C über Raumtemperatur auf –45°C abgekühlt wurde, wurde mit den Leiterplatten wiederholt durchgeführt und die Anzahl der durchgeführten Zyklen, bis Risse oder dergleichen in den Substratabschnitten auftraten, wurde gemessen, wodurch ein Wärmezyklusbeständigkeitstest durchgeführt wurde.
Die erhaltenen Messergebnisse sind in der nachstehenden Tabelle 7 gezeigt.
Wie es aus den in der Tabelle 7 gezeigten Ergebnissen ersichtlich ist, sind bei der Si₃N₄-Leiterplatte gemäß jedes Beispiels die Biegefestigkeit und die maximale Biegung größer als diejenigen der Leiterplatte gemäß der Vergleichsbeispiele. Demgemäß wurde gezeigt, dass Klemmrisse in dem Schritt des Zusammenbaus der Leiterplatte nur selten gebildet werden und dass die Herstellungsausbeute einer Halbleitervorrichtung, bei der das Schaltungssubstrat verwendet wird, beträchtlich verbessert werden konnte.
In dem Wärmezyklusbeständigkeitstest traten in der Si₃N₄-Leiterplatte jedes Beispiels selbst nach der Durchführung von 1000 Zyklen Risse in dem Si₃N₄-Substrat oder ein Ablösen der Metallleiterplatte (Cu-Leiterplatte) nur selten auf. Daher wurde gezeigt, dass das Si₃N₄-Substrat jedes Beispiels eine hervorragende Dauerbeständigkeit und Zuverlässigkeit aufwies. Darüber hinaus wurden selbst nach der Durchführung von 1000 Zyklen die Stehspannungseigenschaften nicht verschlechtert.
Andererseits war trotz hervorragender Werte für die Dreipunkt-Biegefestigkeit, Biegung und Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften bei den Si₃N₄-Substraten der Vergleichsbeispiele 6 bis 8 die Wärmeleitfähigkeit des Si₃N₄-Substrats relativ niedrig, d. h. niedriger als 60 W/m·K. Aus diesem Grund wurde gefunden, dass das Si₃N₄-Substrat nicht für eine Halbleitervorrichtung mit einer Tendenz zu einer hohen Ausgangsleistung geeignet ist.
In der AlN-Leiterplatte gemäß dem Vergleichsbeispiel 9 wurde ein AlN-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit verwendet. Dadurch wurde bestätigt, dass die AlN-Leiterplatte hervorragende Wärmeabstrahlungseigenschaften, jedoch eine niedrige Festigkeit und eine geringe Biegung aufweist und Klemmrissen im Zusammenbauschritt oder einem Stoß bei der Handhabung nicht leicht widerstehen kann. Darüber hinaus wurden im Wärmezyklusbeständigkeitstest nach der Durchführung von 100 Zyklen Risse gebildet und es wurde gefunden, dass die Stehspannungseigenschaften verschlechtert wurden.
Da die AlN-Leiterplatte gemäß Vergleichsbeispiel 10 eine Wärmeleitfähigkeit aufwies, die höher war als die Wärmeleitfähigkeit eines herkömmlichen Si₃N₄-Substrats, wies die AlN-Leiterplatte hervorragende Wärmeabstrahlungseigenschaften, jedoch eine unzureichende Festigkeit und Biegung auf. Im Wärmezyklusbeständigkeitstest wurden nach der Durchführung von 150 Zyklen Risse gebildet und es wurde gefunden, dass die Stehspannungseigenschaften verschlechtert wurden.
Nachstehend wird eine Ausführungsform einer Leiterplatte unter Bezugnahme auf das nachstehend beschriebene Beispiel 20 beschrieben, bei dem andere Siliciumnitrid-Substrate mit verschiedenen Zusammensetzungen und charakteristischen Werten eingesetzt werden.
Beispiel 20
Die im Beispiel 16 hergestellten Siliciumnitrid-Sinterkörper der Proben 1 bis 51 (wobei die Proben 1 bis 14 nicht erfindungsgemäß sind) wurden poliert, wodurch Siliciumnitrid-Substrate mit Dicken von 0,4 mm und 0,635 mm wie in den Beispielen 17 bis 19 hergestellt wurden.
Jedes Siliciumnitrid-Substrat wurde bei 1300°C 12 Stunden in einem Oxidationsofen erhitzt, um die gesamte Oberfläche des Substrats zu oxidieren, wodurch eine Oxidschicht mit einer Dicke von 2 μm gebildet wurde.
Andererseits wurden die in den Beispielen 17 bis 19 hergestellten Kupferleiterplatten, die Dicken von 0,3 mm und 0,25 mm aufwiesen, 30 s bei 250°C auf einer heißen Platte erhitzt, die mit der Atmosphärenluft in Kontakt war, um die Oberflächen der Kupferleiterplatten zu oxidieren, wodurch auf jeder Kupferleiterplatte eine Kupferoxidschicht mit einer Dicke von 1,5 μm integral ausgebildet wurde.
In der gleichen Weise wie in den Beispielen 17 bis 19 wurde die Kupferleiterplatte oder dergleichen unter Verwendung des direkten Bindungsverfahrens (DBC-Verfahren) integral an die Oberfläche jedes Siliciumnitrid-Substrats gebunden, auf der die Oxidschicht ausgebildet worden ist. Auf diese Weise wurden Siliciumnitrid-Leiterplatten 1f gemäß Beispiel 20 hergestellt, die in der 12 gezeigt sind.
Jede Si₃N₄-Leiterplatte 1f weist die folgende Struktur auf. Gemäß der 12 ist eine Oxidschicht 3 auf der gesamten Oberfläche eines Si₃N₄-Substrats 2a ausgebildet und Kupferoxidschichten 11 sind auf den Bindungsflächenseiten der Kupferleiterplatten 4 und 5 ausgebildet. Die Kupferleiterplatte 4, die als Metallleiterplatte dient, war direkt an die Vorderflächenseite des Si₃N₄-Substrats 2a gebunden, und die Kupferleiterplatte 5, die als Kupferrückplatte dient, ist in der gleichen Weise direkt an die Rückflächenseite gebunden, wie es vorstehend beschrieben worden ist. Ein Halbleiterelement 6 ist integral an einer vorgegebenen Position der Kupferleiterplatte 4 auf der Vorderflächenseite durch eine Lötschicht (nicht gezeigt) gebunden.
Die maximale Biegung und die Bruchfestigkeit jeder Si₃N₄-Leiterplatte gemäß Beispiel 20, in der die Schaltungsschicht mit dem vorstehend beschriebenen DBC-Verfahren ausgebildet worden ist, waren mit denjenigen der Beispiele 17 bis 19 identisch oder höher als diese. In einem Wärmezyklusbeständigkeitstest zeigte sich die folgende hervorragende Wärmezyklusbeständigkeit. Selbst nach der Durchführung von 1000 Zyklen wurden in dem Si₃N₄-Substrat keine Risse gebildet und die Schaltungsschicht wurde nicht abgelöst.
Insbesondere wurde die Oxidschicht 3 auf der Oberfläche des Siliciumnitrid-Substrats 2a ausgebildet und die Kupferoxidschichten 11 wurden auf den Oberflächen der Kupferleiterplatten 4 und 5 ausgebildet. Aus diesem Grund nahm die Menge einer eutektischen Cu-O-Verbindung zu, die durch die mit dem DBC-Verfahren durchgeführte Bindung erzeugt worden ist, und die Bindungsfestigkeit zwischen dem Substrat 2a und den Kupferleiterplatten 4 und 5 konnte weiter verbessert werden. Insbesondere betrugen die Flächenverhältnisse der nicht-gebundenen Abschnitte der Kupferleiterplatten 4 und 5 im Beispiel 20 5,2% bzw. 5,6%, wobei diese Werte beträchtlich kleiner waren als diejenigen der Beispiele 17 bis 19 (Beispiel 17: 9,8% und 11,2%; Beispiel 18: 13,8% und 11,5%; Beispiel 19: 11,6% und 14,6%), und die Bindungsfestigkeit (Ablösefestigkeit) der Kupferleiterplatten nahm um 20 bis 30% zu.
Eine Leiterplatte, in der eine Mehrzahl von Halbleiterelementen auf einem einzelnen Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit montiert ist, wird nachstehend unter Bezugnahme auf die nachstehenden Beispiele beschrieben.
Beispiele 21 bis 23 (nicht erfindungsgemäß)
5 Gew.-% Y₂O₃-Pulver (Yttriumoxidpulver) mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,7 μm, das als Sinterhilfsmittel dient, und 1,0 Gew.-% Al₂O₃-Pulver (Aluminiumoxidpulver) mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,5 μm, das als Sinterhilfsmittel dient, wurden einem Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver zugesetzt, das 1,3 Gew.-% Sauerstoff und eine Gesamtmenge von 0,15 Gew.-% Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Fremdelemente sowie 97 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasentyps enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 0,55 μm aufwies. Das resultierende Gemisch wurde in Ethylalkohol 24 Stunden nass gemischt und zur Herstellung eines Ausgangsmaterialpulvergemischs getrocknet.
Dem hergestellten Ausgangsmaterialpulvergemisch wurde eine vorgegebene Menge eines organischen Bindemittels zugesetzt und es wurde einheitlich gemischt. Das Gemisch wurde bei einem Formdruck von 1000 kg/cm² formgepresst, um eine große Zahl von Formkörpern mit einer Länge von 80 mm × einer Breite von 50 mm × einer Dicke von 1 bis 5 mm herzustellen. Jeder erhaltene Formkörper wurde 2 Stunden bei 700°C in einem Atmosphärengas entfettet. Der entfettete Körper wurde 6 Stunden in einer Stickstoffgasatmosphäre bei 1900°C und 7,5 atm gehalten und zur Verdichtung gesintert. Danach wurde die Elektrizitätsmenge, die einer in einem Sinterofen angeordneten Heizvorrichtung zugeführt wurde, so gesteuert, dass die Sinterkörper derart abgekühlt wurden, dass die Abkühlungsgeschwindigkeiten der Sinterkörper auf 50°C/Stunde eingestellt wurden, bis die Temperatur in dem Ofen auf 1500°C abgenommen hatte. Die erhaltenen Sinterkörper wurden poliert, um Siliciumnitrid-Substrate für die Beispiele 21 bis 23 herzustellen, die jeweils eine Wärmeleitfähigkeit k von 92 W/m·K und eine Dicke von 0,4 mm, 0,6 mm und 0,8 mm aufwiesen.
Anschließend wurde, wie es in der 13 gezeigt ist, ein Lötmaterial aus 30 Gew.-% Ag-65 Gew.-% Cu-5 Gew.-% Ti mittels Siebdruck auf einen Abschnitt aufgebracht, an dem auf der Oberfläche jedes Siliciumnitrid-Substrats 2 eine Schaltungsschicht ausgebildet war, und auf einen Abschnitt, an dem eine Kupferplatte an die Rückfläche des Siliciumnitrid-Substrats 2 gebunden war, und getrocknet, um Lötmaterialschichten aus aktivem Metall 7a und 7b auszubilden, die jeweils eine Dicke von 20 μm aufwiesen.
Eine Kupferleiterplatte 4, die aus sauerstofffreiem Kupfer bestand und eine Dicke von 0,3 mm aufwies, und eine Kupferrückplatte 5, die eine Dicke von 0,25 mm aufwies, wurden an vorgegebenen Positionen der Lötmaterialschichten aus aktivem Metall 7a und 7b derart angeordnet, dass sie in Kontakt mit den Lötmaterialschichten aus aktivem Metall 7a und 7b waren. Die resultierende Struktur wurde 10 min bei 850°C in einem Vakuumzustand gehalten, um einen gebundenen Körper zu erhalten. Jeder gebundene Körper wurde dann geätzt, um ein vorgegebenes Schaltungsmuster (Schaltungsschicht) zu bilden. Anschließend wurde ein Halbleiterelement 6 durch Löten an den zentralen Abschnitt der Kupferleiterplatte 4 gebunden, um eine große Zahl von Siliciumnitrid-Leiterplatten 1g gemäß den Beispielen 21 bis 23 herzustellen.
Vergleichsbeispiel 11
Eine Kupferleiterplatte und eine Kupferrückplatte wurden in der gleichen Weise wie in den Beispielen 21 bis 23 mit einem Lötverfahren mit aktivem Metall an die Oberflächen eines Substrats gebunden, jedoch wurde ein Aluminiumnitrid-Substrat (AlN-Substrat) mit einer Wärmeleitfähigkeit k von 70 W/m·K und einer Dicke von 0,8 mm anstelle des in den Beispielen 21 bis 23 verwendeten Siliciumnitrid-Substrats verwendet, wodurch eine Leiterplatte gemäß Vergleichsbeispiel 11 hergestellt wurde.
Wenn die maximale Biegung und die Bruchfestigkeit der Leiterplatte gemäß den Beispielen 21 bis 23 und von Vergleichsbeispiel 11 gemessen wurden, die gemäß der vorstehenden Beschreibung hergestellt worden sind, wurde gefunden, dass die Siliciumnitrid-Leiterplatten 1g gemäß den Beispielen 21 bis 23 eine maximale Biegung und eine Bruchfestigkeit aufwiesen, die mindestens zweimal so groß waren wie diejenigen der Leiterplatte von Vergleichsbeispiel 11, bei der ein herkömmliches Aluminiumnitrid-Substrat verwendet wurde.
Es wurde auch bestätigt, dass die Biegung und die Bruchfestigkeit mit abnehmender Dicke des Siliciumnitrid-Substrats verbessert wurden. Da der Wärmewiderstand durch eine Verminderung der Dicke des Substrats abnahm, wurde auch bestätigt, dass die Wärmeabstrahlungseigenschaften der Leiterplatte als Ganzes stärker verbessert werden konnten.
Wenn die vorstehend beschriebenen Leiterplatten in dem Zusammenbauschritt auf Platten montiert und geklemmt wurden, wurden keine Klemmrisse gebildet und Halbleitervorrichtungen, bei denen die Leiterplatten eingesetzt wurden, konnten mit einer hohen Herstellungsausbeute in einer Massenproduktion hergestellt werden.
Da die Leiterplatte ferner eine Struktur aufwies, bei der die Mehrzahl von Halbleiterelementen 6 auf einmal auf dem einzelnen Siliciumnitrid-Substrat 2 montiert war, konnte die Größe der Leiterplatte im Vergleich zu einem Fall vermindert werden, bei dem für jedes Halbleiterelement eine Leiterplatte ausgebildet worden ist. Darüber hinaus konnte die Anzahl der Montagevorgänge von Leiterplatten auf einer Vorrichtung vermindert werden und die Einkapselungseigenschaften konnten beträchtlich verbessert werden.
Ein Temperaturzunahme-Temperaturabnahme-Zyklus mit einem Zyklus, bei dem von –45°C auf Raumtemperatur (RT) aufgeheizt, von Raumtemperatur auf +125°C aufgeheizt und von +125°C über Raumtemperatur auf –45°C abgekühlt wurde, wurde mit den Leiterplatten wiederholt durchgeführt und die Anzahl der durchgeführten Zyklen, bis Risse oder dergleichen in den Substratabschnitten auftraten, wurde gemessen, wodurch ein Wärmezyklusbeständigkeitstest durchgeführt wurde. Im Fall der Leiterplatten der Beispiele 21 bis 23 wurden selbst nach der Durchführung von 1000 Zyklen keine Risse in den Si₃N₄-Substraten gebildet und die Metallleiterplatten (Cu-Leiterplatten) wurden nicht abgelöst.
Daher wurde gefunden, dass die Leiterplatten hervorragende Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften aufwiesen. Andererseits wurden im Fall der Leiterplatte des Vergleichsbeispiels nach der Durchführung von 100 Zyklen Risse gebildet und es wurde bestätigt, dass die Leiterplatte eine schlechte Dauerbeständigkeit aufwies.
Wenn diesbezüglich die Rillen 12, die jeweils einen V-förmigen Querschnitt aufweisen, in der Kupferrückplatte 5 in den in der 13 gezeigten Abständen ausgebildet werden, kann die Ausdehnung/Kontraktion der Kupferrückplatte 5 in einem Wärmezyklus in einem gewissen Maß absorbiert werden. Aus diesem Grund wird dann, wenn eine große Leiterplatte 1 unter Verwendung eines Siliciumnitrid-Substrats 2 mit einer großen Fläche zur Montage einer großen Anzahl von Elementen 6 auf der Leiterplatte 1 ausgebildet wird, durch einen Wärmezyklus eine Wärmespannung kaum erzeugt und in der Leiterplatte 1g findet kaum ein Verziehen statt.
Beispiel 24 (nicht erfindungsgemäß)
Die in den Beispielen 1 bis 3 hergestellten Si₃N₄-Substrate, die jeweils eine Wärmeleitfähigkeit k von 92 W/m·K und eine Dicke von 0,4 mm, 0,6 mm bzw. 0,8 mm aufwiesen, wurden bei einer Temperatur von 1300°C 12 Stunden in einem Oxidationsofen erhitzt, um die gesamten Oberflächen der Substrate zu oxidieren, wodurch Oxidschichten mit einer Dicke von jeweils 2 μm gebildet wurden. Die Oxidschichten bestanden aus SiO₂-Filmen.
Eine Kupferleiterplatte mit einer Dicke von 0,3 mm oder 0,5 mm, die aus Elektrolytzähkupfer bestand, wurde so angeordnet, dass sie mit der Vorderflächenseite jedes Si₃N₄-Substrats, auf dem die Oxidschicht ausgebildet worden ist, in Kontakt war, und eine Kupferleiterplatte mit einer Dicke von 0,25 mm, die aus Elektrolytzähkupfer bestand, wurde so angeordnet, dass sie mit der Rückflächenseite des Si₃N₄-Substrats als Kaschiermaterial in Kontakt war, so dass ein zusammengesetzter Körper erhalten wurde. Der zusammengesetzte Körper wurde in einen Heizofen mit einer Temperatur von 1075°C und einer Atmosphäre eingebracht, die auf eine Stickstoffgasatmosphäre eingestellt worden ist, und 1 min erhitzt, wodurch die Kupferleiterplatten direkt an beide Oberflächen jedes Si₃N₄-Substrats gebunden wurden. Zwei Halbleiterelemente wurden durch Löten an die Kupferleiterplatte gebunden, wodurch eine Si₃N₄-Leiterplatte hergestellt wurde.
Jede Si₃N₄-Leiterplatte 1 h weist die folgende Struktur auf. Gemäß der 14 ist eine Oxidschicht 3, die aus SiO₂ besteht, auf der gesamten Oberfläche eines Si₃N₄-Substrats 2 ausgebildet, eine Kupferleiterplatte 4, die als Metallleiterplatte dient, war direkt an die Vorderflächenseite des Si₃N₄-Substrats 2 gebunden, und eine Kupferleiterplatte 5, die als Kupferrückplatte dient, ist in der gleichen Weise an die Rückflächenseite gebunden, wie es vorstehend beschrieben worden ist. Halbleiterelemente 6 sind integral an zwei vorgegebenen Positionen der Kupferleiterplatte 4 auf der Vorderflächenseite durch eine Lötschicht (nicht gezeigt) gebunden. Wenn die Kupferleiterplatten 4 und 5 an beide Oberflächen des Si₃N₄-Substrats 2 gebunden sind, trägt die Kupferleiterplatte 5, die als Kupferrückplatte dient, effektiv zur Beschleunigung der Wärmeabstrahlung und zu einer Verhinderung eines Verziehens der Leiterplatte bei.
Die maximale Biegung der Si₃N₄-Leiterplatte gemäß Beispiel 24, in der eine Schaltungsschicht mit dem vorstehend beschriebenen direkten Bindungsverfahren ausgebildet worden sind, lag im Bereich von 0,7 bis 1,6 mm und die Bruchfestigkeit lag im Bereich von 550 bis 900 MPa. Als Folge davon konnten charakteristische Werte erhalten werden, die mit denjenigen nahezu identisch waren, die erhalten wurden, wenn eine Schaltungsschicht mit dem Verfahren mit aktivem Metall wie in den Beispielen 21 bis 23 ausgebildet wurde.
In einem Wärmezyklusbeständigkeitstest zeigte sich die folgende hervorragende Wärmezyklusbeständigkeit. Selbst nach der Durchführung von 1000 Zyklen wurden in dem Si₃N₄-Substrat keine Risse gebildet und die Metallleiterplatte wurde nicht abgelöst.
Beispiel 25 (nicht erfindungsgemäß)
Gemäß der 15 wurde eine Paste, die durch Zugeben einer geeigneten Menge eines Bindemittels und eines Lösungsmittels zu einem Pulvergemisch aus Molybdän (Mo) und Titanoxid (TiO₂) erhalten worden ist, mittels Siebdruck auf die Oberflächen der Si₃N₄-Substrate 2 aufgebracht, die in den Beispielen 21 bis 23 hergestellt worden sind, und die jeweils eine Wärmeleitfähigkeit von 92 W/m·K und eine Dicke von 0,4 mm, 0,6 mm und 0,8 mm aufwiesen, und erhitzt und gebrannt, um metallisierte Schichten aus hochschmelzendem Metall 10 auszubilden, die jeweils eine Dicke von 15 μm aufwiesen.
Dann wurde eine Ni-Plattierungsschicht 9 mit einer Dicke von 3 μm mittels stromlosen Beschichtens auf jeder metallisierten Schicht 10 aufgebracht, um eine Schaltungsschicht mit einem vorgegebenen Muster auszubilden. Anschließend wurden Halbleiterelemente 6 durch Löten an zwei Positionen der Schaltungsschicht gebunden, wodurch eine große Anzahl von Siliciumnitrid-Leiterplatten 1i gemäß Beispiel 25 hergestellt wurde.
Die maximale Biegung der Si₃N₄-Leiterplatte gemäß Beispiel 25, in der eine Schaltungsschicht mit dem vorstehend beschriebenen Metallisierungsverfahren ausgebildet worden ist, lag im Bereich von 1,0 bis 1,8 mm und die Bruchfestigkeit lag im Bereich von 650 bis 950 MPa. Als Folge davon konnten charakteristische Werte erhalten werden, die mit denjenigen nahezu identisch waren, die erhalten wurden, wenn eine Schaltungsschicht mit einem Lötverfahren mit aktivem Metall wie in den Beispielen 21 bis 23 ausgebildet wurde. In einem Wärmezyklusbeständigkeitstest zeigte die plattierte Leiterplatte die folgende hervorragende Wärmezyklusbeständigkeit. Selbst nach der Durchführung von 1000 Zyklen wurden in dem Si₃N₄-Substrat keine Risse gebildet und eine Schaltungsschicht (metallisierte Schicht) 8 wurde nicht abgelöst.
Eine Ausführungsform einer Leiterplatte, bei der andere Siliciumnitrid-Substrate mit verschiedenen Komponenten und verschiedenen Eigenschaftswerten eingesetzt wurden, wird nachstehend unter Bezugnahme auf Beispiel 26 beschrieben.
Beispiel 26
Die im Beispiel 16 hergestellten Siliciumnitrid-Sinterkörper der Proben 1 bis 51 (wobei die Proben 1 bis 14 nicht erfindungsgemäß sind) wurden poliert, wodurch Siliciumnitrid-Substrate mit Dicken von 0,4 mm, 0,6 mm und 0,8 mm wie in den Beispielen 21 bis 23 hergestellt wurden. Kupferleiterplatten oder dergleichen wurden unter Verwendung des Lötverfahrens mit aktivem Metall wie in den Beispielen 21 bis 23 integral an die Oberflächen der hergestellten Siliciumnitrid-Substrate gebunden, wodurch Siliciumnitrid-Leiterplatten gemäß Beispiel 26 hergestellt wurden, die in der 13 gezeigt sind.
Kupferleiterplatten oder dergleichen wurden unter Verwendung des DBC-Verfahrens in der gleichen Weise wie im Beispiel 24 direkt an die Oberflächen der Siliciumnitrid-Substrate gebunden, wodurch eine Siliciumnitrid-Leiterplatte gemäß Beispiel 26 hergestellt wurde, wie es in der 14 gezeigt ist.
Auf den Oberflächen der Siliciumnitrid-Substrate wurden unter Verwendung des Metallisierungsverfahrens wie im Beispiel 25 Schaltungsschichten ausgebildet, wodurch eine Siliciumnitrid-Leiterplatte gemäß Beispiel 26 hergestellt wurde, wie es in der 15 gezeigt ist.
Die maximale Biegung und die Bruchfestigkeit der Si₃N₄-Leiterplatten gemäß Beispiel 26, auf denen die Schaltungsschichten mit dem Lötverfahren mit aktivem Metall, dem DBC-Verfahren und dem Metallisierungsverfahren gemäß der vorstehenden Beschreibung ausgebildet worden sind, waren mit denjenigen der Leiterplatten der Beispiele 21 bis 25 identisch oder höher als diese. In einem Wärmezyklusbeständigkeitstest zeigte sich die folgende hervorragende Wärmezyklusbeständigkeit. Selbst nach der Durchführung von 1000 Zyklen wurden in dem Si₃N₄-Substrat keine Risse gebildet und eine Schaltungsschicht wurde nicht abgelöst.
Bei den Siliciumnitrid-Leiterplatten der vorstehend beschriebenen Beispiele ist eine Schaltungsschicht an die Oberfläche eines Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit, hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit, wobei es sich um ursprüngliche Eigenschaften eines Siliciumnitrid-Sinterkörpers handelt, sowie mit einer verbesserten Wärmeleitfähigkeit integral gebunden, und eine Mehrzahl von Halbleiterelementen ist auf der Leiterplatte montiert. Selbst wenn eine große Leiterplatte zur Montage einer Mehrzahl von Halbleiterelementen gebildet wird, kann eine große maximale Biegung sichergestellt werden, da der Zähigkeitswert der Leiterplatte hoch ist. Aus diesem Grund werden in dem Zusammenbauschritt Klemmrisse in der Leiterplatte nicht gebildet und eine Halbleitervorrichtung, bei der die Leiterplatte eingesetzt wird, kann mit einer hohen Herstellungsausbeute in einer Massenproduktion hergestellt werden.
Da darüber hinaus eine Mehrzahl von Halbleiterelementen auf der Oberfläche eines einzelnen Siliciumnitrid-Substrats montiert ist, so dass eine Leiterplatte gebildet wird, kann die Gesamtzahl von Leiterplatten im Vergleich zu einem herkömmlichen Fall vermindert werden, bei dem eine Leiterplatte für jedes Halbleiterelement gebildet wird. Daher kann der Zusammenbau- und Einkapselungsschritt der Leiterplatten vereinfacht werden und die Herstellungseffizienz einer Halbleitervorrichtung kann verbessert werden.
Nachstehend wird eine Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte beschrieben, in der ein Siliciumnitrid-Substrat und ein Aluminiumnitrid-Substrat auf der gleichen Ebene angeordnet sind.
Ausführungsformen 27 bis 29 (nicht erfindungsgemäß)
5 Gew.-% Y₂O₃-Pulver (Yttriumoxidpulver) mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,7 μm, das als Sinterhilfsmittel dient, und 1,0 Gew.-% Al₂O₃-Pulver (Aluminiumoxidpulver) mit einer durchschnittlichen Korngröße von 0,5 μm, das als Sinterhilfsmittel dient, wurden einem Siliciumnitrid-Ausgangsmaterialpulver zugesetzt, das 1,3 Gew.-% Sauerstoff und eine Gesamtmenge von 0,15 Gew.-% Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Fremdelemente sowie 97 Gew.-% Siliciumnitrid des α-Phasentyps enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 0,55 μm aufwies.
Das resultierende Gemisch wurde in Ethylalkohol 24 Stunden nass gemischt und zur Herstellung eines Ausgangsmaterialpulvergemischs getrocknet. Dem hergestellten Ausgangsmaterialpulvergemisch wurde eine vorgegebene Menge eines organischen Bindemittels zugesetzt und es wurde einheitlich gemischt. Das Gemisch wurde bei einem Formdruck von 1000 kg/cm² formgepresst, um eine große Zahl von Formkörpern mit einer Länge von 80 mm × einer Breite von 50 mm × einer Dicke von 1 bis 5 mm herzustellen.
Jeder erhaltene Formkörper wurde 2 Stunden bei 700°C in einem Atmosphärengas entfettet. Der entfettete Körper wurde 6 Stunden in einer Stickstoffgasatmosphäre bei 1900°C und 7,5 atm gehalten und zur Verdichtung gesintert. Danach wurde die Elektrizitätsmenge, die einer in einem Sinterofen angeordneten Heizvorrichtung zugeführt wurde, so gesteuert, dass die Sinterkörper derart langsam abgekühlt wurden, dass die Abkühlungsgeschwindigkeiten der Sinterkörper auf 100°C/Stunde eingestellt wurden, bis die Temperatur in dem Ofen auf 1500°C abgenommen hatte. Die erhaltenen Sinterkörper wurden poliert, um Siliciumnitrid-Substrate für die Beispiele 27 bis 29 herzustellen, die jeweils eine Wärmeleitfähigkeit k von 70 W/m·K und eine Dicke von 0,4 mm, 0,6 mm und 0,8 mm aufwiesen.
Andererseits wurden 0,01 Gew.-% Si, berechnet von SiO₂, das als Si-Komponente dient, und 5 Gew.-% Y₂O₃, das als Sinterhilfsmittel dient, einem Aluminiumnitrid zugesetzt, das 0,8 Gew.-% Sauerstoff als Fremdelement enthielt und eine durchschnittliche Korngröße von 1 μm aufwies. Das resultierende Gemisch wurde mit einer Kugelmühle unter Verwendung von Ethylalkohol als Lösungsmittel 20 Stunden gemischt, um ein Ausgangsmaterialgemisch herzustellen. Anschließend wurden 5,5 Gew.-% Polyvinylalkohol (PVA), das als organisches Bindemittel diente, dem Ausgangsmaterialgemisch zugesetzt, um ein granuliertes Pulver herzustellen.
Das erhaltene granulierte Pulver wurde in ein Formwerkzeug einer Formpressvorrichtung gefüllt und in einer uniaxialen Richtung mit einem Druck von 1200 kg/cm² gepresst und geformt, wodurch eine große Anzahl quadratischer, plattenartiger Formkörper hergestellt wurde. Anschließend wurden die Formkörper zum Entfetten 1 Stunde an der Luft bei 450°C erhitzt.
Jeder entfettete Formkörper wurde in einem aus AlN bestehenden Sinterbehälter gelagert und der Formkörper wurde in einem Sinterofen zur Verdichtung 4 Stunden bei einer Sintertemperatur von 1760 bis 1780°C gesintert. Danach wurde der Sinterkörper bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 200°C/Stunde abgekühlt, wodurch AlN-Substrate für die Beispiele 27 bis 29 hergestellt wurden, die jeweils eine Wärmeleitfähigkeit von 182 W/m·K und eine Dicke aufwiesen, die der Dicke des Si₃N₄-Substrats entsprach.
Wie es in der 17 gezeigt ist, wurden ein Si₃N₄-Substrat 2 und ein AlN-Substrat 15, welche die gleiche Dicke aufwiesen, auf der gleichen Ebene miteinander kombiniert, um ein Verbundsubstrat 14 zu bilden. Insbesondere wurde das AlN-Substrat 15 an einem Abschnitt angeordnet, an dem ein Halbleiterelement 6 montiert war, während das Si₃N₄-Substrat 2 an dem verbleibenden Abschnitt angeordnet war, wodurch das Verbundsubstrat 14 gebildet wurde.
Wie es in den 16 und 17 gezeigt ist, wurde ein Lötmaterial aus 30 Gew.-% Ag-65 Gew.-% Cu-5 Gew.-% Ti mittels Siebdruck auf einen Abschnitt aufgebracht, an dem auf der Oberfläche jedes Siliciumnitrid-Substrats 2 und Aluminiumnitrid-Substrats 15 eine Schaltungsschicht ausgebildet war, und auf einen Abschnitt, an dem eine Kupferplatte an die Rückfläche des Siliciumnitrid-Substrats 2 und des Aluminiumnitrid-Substrats 15 aufgebracht war, und getrocknet, um Lötmaterialschichten aus aktivem Metall 7a und 7b auszubilden, die jeweils eine Dicke von 20 μm aufwiesen.
Anschließend wurden eine Kupferleiterplatte 4, die aus Elektrolytzähkupfer bestand und eine Dicke von 0,3 mm aufwies, und eine Metallplatte (Kupferrückplatte) 5, die eine Dicke von 0,25 mm aufwies, an vorgegebenen Positionen der Lötmaterialschichten aus aktivem Metall 7a und 7b derart angeordnet, dass sie in Kontakt mit den Lötmaterialschichten aus aktivem Metall 7a und 7b waren. Die resultierende Struktur wurde 10 min bei 850°C in einem Vakuumzustand gehalten, um einen gebundenen Körper zu erhalten.
Jeder gebundene Körper wurde dann geätzt, um ein vorgegebenes Schaltungsmuster (Schaltungsschicht) zu bilden. Anschließend wurde ein Halbleiterelement 6 durch eine Lötschicht 8 an den zentralen Abschnitt der Kupferleiterplatte 4 gebunden, um eine große Zahl von Siliciumnitrid-Verbundleiterplatten 1f gemäß den Beispielen 27 bis 29 herzustellen.
Vergleichsbeispiel 12
Eine Kupferleiterplatte und eine Kupferrückplatte wurden in der gleichen Weise wie in den Beispielen 27 bis 29 mit einem Lötverfahren mit aktivem Metall integral an die Oberflächen eines Substrats gebunden, jedoch wurde ein Keramiksubstrat, das nur aus einem Aluminiumnitrid-Sinterkörper (AlN-Sinterkörper) mit einer Wärmeleitfähigkeit k von 182 W/m·K und einer Dicke von 0,8 mm bestand, anstelle des in den Beispielen 27 bis 29 verwendeten Verbundsubstrats verwendet, das aus dem Si₃N₄-Substrat 2 und dem AlN-Substrat 15 bestand, wodurch eine Siliciumnitrid-Leiterplatte gemäß Vergleichsbeispiel 12 hergestellt wurde.
Wenn die maximale Biegung und die Bruchfestigkeit der Leiterplatte gemäß den Beispielen 27 bis 29 und des Vergleichsbeispiels 12, die so hergestellt worden sind, wie es vorstehend beschrieben worden ist, gemessen wurden, wurde gefunden, dass die Siliciumnitrid-Verbundleiterplatten 1j gemäß den Beispielen 27 bis 29 eine maximale Biegung und eine Bruchfestigkeit aufwiesen, die mindestens zweimal so groß waren wie diejenigen der Leiterplatte von Vergleichsbeispiel 12, bei der nur ein herkömmliches Aluminiumnitrid-Substrat verwendet wurde.
Es wurde auch bestätigt, dass die Biegung und die Bruchfestigkeit mit abnehmender Dicke des Siliciumnitrid-Verbundsubstrats verbessert wurden. Da der Wärmewiderstand durch eine Verminderung der Dicke des Substrats abnahm, wurde auch bestätigt, dass die Wärmeabstrahlungseigenschaften der Leiterplatte als Ganzes stärker verbessert werden konnten.
Wenn die Verbundleiterplatten der vorstehend beschriebenen Beispiele in dem Zusammenbauschritt nach dem Binden der Siliciumnitrid-Verbundleiterplatten an einen Kühlkörper auf Platten montiert wurden, wie es in der 17 gezeigt ist, wurden keine Klemmrisse gebildet und Halbleitervorrichtungen, bei denen die Leiterplatten eingesetzt wurden, konnten mit einer hohen Herstellungsausbeute in einer Massenproduktion hergestellt werden.
Ein Temperaturzunahme-Temperaturabnahme-Zyklus mit einem Zyklus, bei dem von –45°C auf Raumtemperatur (RT) aufgeheizt, von Raumtemperatur auf +125°C aufgeheizt und von +125°C über Raumtemperatur auf –45°C abgekühlt wurde, wurde mit den Leiterplatten wiederholt durchgeführt und die Anzahl der durchgeführten Zyklen, bis Risse oder dergleichen in den Substratabschnitten auftraten, wurde gemessen, wodurch ein Wärmezyklusbeständigkeitstest durchgeführt wurde.
Im diesem Fall wurden in den Verbundleiterplatten der Beispiele 27 bis 29 selbst nach der Durchführung von 1000 Zyklen keine Risse in den Si₃N₄-Substraten oder den AlN-Substraten gebildet und die Metallplatten wurden nicht abgelöst. Daher wurde gefunden, dass die Leiterplatten hervorragende Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften aufwiesen. Andererseits wurden in der Leiterplatte von Vergleichsbeispiel 12 nach der Durchführung von 100 Zyklen Risse gebildet und es wurde bestätigt, dass die Leiterplatte eine schlechte Dauerbeständigkeit aufwies.
Beispiel 30 (nicht erfindungsgemäß)
Die Si₃N₄-Substrate, die in den Beispielen 27 bis 29 hergestellt worden sind, die jeweils eine Wärmeleitfähigkeit k von 70 W/m·K und eine Dicke von 0,4 mm, 0,6 mm und 0,8 mm aufwiesen, wurden bei einer Temperatur von 1300°C 12 Stunden in einem Oxidationsofen erhitzt, um die gesamten Oberflächen der Substrate zu oxidieren, wodurch Oxidschichten mit einer Dicke von jeweils 2 μm gebildet wurden. Die Oxidschichten bestanden aus SiO₂-Filmen.
Die AlN-Substrate, die in den Beispielen 27 bis 29 hergestellt worden sind, die jeweils eine Wärmeleitfähigkeit k von 182 W/m·K und eine Dicke von 0,4 mm, 0,6 mm und 0,8 mm aufwiesen, wurden bei einer Temperatur von 1200°C 0,5 Stunden an der Luft erhitzt, um die gesamten Oberflächen der Substrate zu oxidieren, wodurch Oxidschichten mit einer Dicke von jeweils 2 μm gebildet wurden. Die Oxidschichten bestanden aus Al₂O₃-Filmen.
Wie es in der 18 gezeigt ist, wurden ein Si₃N₄-Substrat 2 und ein AlN-Substrat 15, welche die gleiche Dicke aufwiesen, auf der gleichen Ebene miteinander kombiniert, um ein Verbundsubstrat 14 zu bilden. Insbesondere wurde das AlN-Substrat 15 an einem Abschnitt angeordnet, an dem ein Halbleiterelement 6 montiert war, und das Si₃N₄-Substrat 2 wurde an dem verbleibenden Abschnitt angeordnet, wodurch das Verbundsubstrat 14 gebildet wurde.
Eine Kupferleiterplatte mit einer Dicke von 0,3 mm, die aus Elektrolytzähkupfer bestand, wurde so angeordnet, dass sie mit der Vorderflächenseite jedes Verbundsubstrats 14, das aus dem Si₃N₄-Substrat 2 und dem AlN-Substrat 15 bestand, auf denen die Oxidschicht ausgebildet worden ist, in Kontakt war, und eine Kupferleiterplatte mit einer Dicke von 0,25 mm, die aus Elektrolytzähkupfer bestand, wurde so angeordnet, dass sie mit der Rückflächenseite des Verbundsubstrats 14 als Kaschiermaterial in Kontakt war, so dass ein zusammengesetzter Körper erhalten wurde.
Der zusammengesetzte Körper wurde in einen Heizofen mit einer Temperatur von 1075°C und einer Atmosphäre eingebracht, die auf eine Stickstoffgasatmosphäre eingestellt worden ist, und 1 min erhitzt, wodurch die Kupferleiterplatten oder Metallplatten direkt an beide Oberflächen jedes Verbundsubstrats 14 gebunden wurden. Anschließend wurde ein Halbleiterelement durch Löten an die Kupferleiterplatte gebunden, wodurch eine Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte 1k gemäß Beispiel 30 hergestellt wurde.
Jede Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte 1k weist die folgende Struktur auf. Gemäß der 18 ist eine Oxidschicht 3, die aus SiO₂ oder Al₂O₃ besteht, auf der gesamten Oberfläche des Si₃N₄-Substrats 2 und des AlN-Substrats 15 ausgebildet, eine Kupferleiterplatte 4, die als Metallleiterplatte dient, war direkt an die Vorderflächenseite des Verbundsubstrats 14 gebunden, das aus dem Si₃N₄-Substrat 2 und dem AlN-Substrat 15 zusammengesetzt war, und eine Kupferleiterplatte 5, die als Kupferrückplatte dient, ist in der gleichen Weise an die Rückflächenseite gebunden, wie es vorstehend beschrieben worden ist. Ein Halbleiterelement 6 ist integral an einer vorgegebenen Position der Kupferleiterplatte 4 auf der Vorderflächenseite durch eine Lötschicht 8 gebunden.
Wenn die Kupferleiterplatten 4 und 5 an beide Oberflächen des Verbundsubstrats 14 gebunden sind, trägt die Kupferleiterplatte 5, die als Kupferrückplatte dient, effektiv zur Beschleunigung der Wärmeabstrahlung und einer Verhinderung eines Verziehens der Leiterplatte bei.
Die maximale Biegung der Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte gemäß Beispiel 30, in der eine Schaltungsschicht mit dem vorstehend beschriebenen direkten Bindungsverfahren ausgebildet worden ist, lag im Bereich von 0,8 bis 1,6 mm und die Bruchfestigkeit lag im Bereich von 550 bis 900 MPa. Als Folge davon konnten charakteristische Werte erhalten werden, die mit denjenigen nahezu identisch waren, die erhalten wurden, wenn eine Schaltungsschicht mit dem Lötverfahren mit aktivem Metall wie in den Beispielen 27 bis 29 ausgebildet wurde. In einem Wärmezyklusbeständigkeitstest zeigte sich die folgende hervorragende Wärmezyklusbeständigkeit. Selbst nach der Durchführung von 1000 Zyklen wurden in dem Si₃N₄-Substrat und dem AlN-Substrat keine Risse gebildet und die Metallleiterplatte wurde nicht abgelöst.
Nachstehend wird eine Ausführungsform eines Keramik-Verbundsubstrats beschrieben, die durch Stapeln oder Laminieren eines Siliciumnitrid-Substrats und eines Aluminiumnitrid-Substrats gebildet wird.
19 ist eine Schnittansicht, die eine Ausführungsform einer erfindungsgemäßen Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte zeigt. Unter Bezugnahme auf die 19 bezeichnet das Bezugszeichen 2 Siliciumnitrid-Substrate. Die beiden Siliciumnitrid-Substrate 2 sind über ein Aluminiumnitrid-Substrat 15 gestapelt, so dass diese miteinander integriert werden.
Insbesondere wird das Aluminiumnitrid-Substrat 15 zwischen den beiden Siliciumnitrid-Substraten 2 angeordnet, die auf den Oberflächenseiten angeordnet sind, und ein Verbundsubstrat 14a besteht aus einer Dreischicht-Sandwichstruktur, die aus dem Siliciumnitrid-Substrat 2, dem Aluminiumnitrid-Substrat 15 und dem Siliciumnitrid-Substrat 2 aufgebaut ist.
Als Siliciumnitrid-Substrat 2 und Aluminiumnitrid-Substrat 15, die vorstehend beschrieben worden sind, können allgemeine Substrate verwendet werden, die herkömmlich verwendet werden. Insbesondere wird als Siliciumnitrid-Substrat 2 vorzugsweise ein Siliciumnitrid-Substrat mit einer Wärmeleitfähigkeit von 60 W/m·K oder mehr verwendet.
Der Siliciumnitrid-Sinterkörper, der das Siliciumnitrid-Substrat 2 bildet, ist als Keramik-Sinterkörper mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit bekannt. Wenn der Siliciumnitrid-Sinterkörper eine hohe Reinheit aufweist oder dessen Zusammensetzung genau eingestellt wird, kann ein Siliciumnitrid-Sinterkörper mit einer hervorragenden Wärmeleitfähigkeit, d. h. einer Wärmeleitfähigkeit von 60 W/m·K oder mehr, erhalten werden, ohne die ursprünglichen mechanischen Eigenschaften wie z. B. die hohe Festigkeit und die hohe Zähigkeit zu verschlechtern.
In dieser Ausführungsform wird das Siliciumnitrid-Substrat 2 mit einer relativ hervorragenden Wärmeleitfähigkeit vorzugsweise verwendet, wie es vorstehend beschrieben worden ist. Als Aluminiumnitrid-Substrat 15 wird vorzugsweise ein allgemein verwendetes Aluminiumnitrid-Substrat mit einer hohen Wärmeleitfähigkeit von 170 W/m·K oder mehr verwendet.
Das Siliciumnitrid-Substrat 2 und das Aluminiumnitrid-Substrat 15, die das Verbundsubstrat 14a bilden, werden durch die Bindungsschichten aus aktivem Metall 16 aneinander gebunden. Als Bindungsverfahren mit aktivem Metall kann ein Lötverfahren mit aktivem Metall, bei dem ein Lötmaterial aus einem aktiven Metall eingesetzt wird, das ein aktives Metall wie z. B. ein Element der Gruppe 4A oder ein Element der Gruppe 5A enthält, oder ein Festphasenbindungsverfahren mit aktivem Metall angewandt werden, bei dem eine Folie oder ein Pulver eines aktiven Metalls eingesetzt wird.
Beispielsweise wird als Lötmaterial aus einem aktiven Metall ein Lötmaterial, das durch Zugeben mindestens eines aktiven Metalls, das aus Ti, Zr, Hf und Nb ausgewählt ist, zu einem Lötmaterial erhalten wird, das eine eutektische Ag-Cu-Zusammensetzung (72 Gew.-% Ag-28 Gew.-% Cu) oder eine Zusammensetzung aufweist, die der eutektischen Ag-Cu-Zusammensetzung ähnlich ist, ein Lötmaterial, das durch Zugeben eines solchen aktiven Metalls zu Kupfer erhalten wird oder dergleichen verwendet. Es kann auch ein Lötmaterial aus einem aktiven Metall mit niedrigem Schmelzpunkt verwendet werden, dessen Schmelzpunkt durch Zugeben von In oder Sn zu dem vorstehend genannten Lötmaterial aus aktivem Metall abgesenkt wird.
Zur Bindung zwischen den Siliciumnitrid-Substraten 2 und dem Aluminiumnitrid-Substrat 15 kann nicht nur das vorstehend beschriebene Bindungsverfahren mit aktivem Metall verwendet werden, sondern auch ein Glasbindungsverfahren, wie es in der 20 gezeigt ist. In diesem Fall bestehen die Glasschichten 17, die als Bindungsschichten dienen, aus einem Bindungsglas wie z. B. Borosilicatglas.
Wenn das Bindungsverfahren mit aktivem Metall zum Binden zwischen den Siliciumnitrid-Substraten 2 und dem Aluminiumnitrid-Substrat 15 angewandt wird, kann eine Kupferplatte (Schaltung) in vorteilhafter Weise auf einmal durch das Lötverfahren mit aktivem Metall gebildet werden. Wenn andererseits das Glasbindungsverfahren angewandt wird, kann eine Kupferplatte (Schaltung) in vorteilhafter Weise mit dem direkten Kupferbindungsverfahren (DBC-Verfahren) gebunden werden.
Obwohl die Dicken des Siliciumnitrid-Substrats 2 und des Aluminiumnitrid-Substrats 15, die das Verbundsubstrat 14a bilden, von den erforderlichen Eigenschaften oder der Gesamtdicke des Verbundsubstrats 14a abhängen, wird die Dicke des Siliciumnitrid-Substrats 2, das sich auf der Oberflächenseite befindet, zur Verbesserung der mechanischen Festigkeit vorzugsweise auf 0,2 mm oder mehr eingestellt.
Wenn die Dicke des Siliciumnitrid-Substrats 2 kleiner als 0,2 mm ist, kann das Verbundsubstrat 14a keine ausreichende mechanische Festigkeit erreichen. Wenn die Dicke des Siliciumnitrid-Substrats 2 jedoch zu groß ist, können die Wärmeabstrahlungseigenschaften des Verbundsubstrats 14a verschlechtert werden. Aus diesem Grund wird die Dicke des Siliciumnitrid-Substrats 2 vorzugsweise auf weniger als 0,5 mm eingestellt.
Da das Aluminiumnitrid-Substrat 15 dahingehend wirkt, die Wärmeabstrahlungseigenschaften des Verbundsubstrats 14a zu verbessern, wird die Dicke des Aluminiumnitrid-Substrats 15 vorzugsweise so eingestellt, dass die Dicke des Aluminiumnitrid-Substrats 15 20% oder mehr (mehr bevorzugt 30% oder mehr) der Gesamtdicke des Verbundsubstrats 14a einnimmt. Wenn die Dicke des Aluminiumnitrid-Substrats 15 kleiner als 20% ist, können die Wärmeabstrahlungseigenschaften des Verbundsubstrats 14a verschlechtert werden.
Auf diese Weise weist das Aluminiumnitrid-Substrat 15 eine Dicke auf, die größer ist als diejenige des Siliciumnitrid-Substrats 2. Da sich jedoch die Eigenschaften wie z. B. die mechanische Festigkeit und die Wärmeabstrahlungseigenschaften des Verbundsubstrats 14a abhängig von den jeweiligen Materialeigenschaften des Siliciumnitrid-Substrats 2 und des Aluminiumnitrid-Substrats 15 ändern, werden diese Dicken vorzugsweise unter Berücksichtigung von deren Eigenschaften eingestellt.
In dem Verbundsubstrat 14a gemäß dieser Ausführungsform ist der Oberflächenabschnitt, auf den ein mechanischer Druck, eine mechanische Spannung, eine Wärmespannung und dergleichen direkt einwirken, aus dem Siliciumnitrid-Substrat 2 mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit aufgebaut. Aus diesem Grund können Klemmrisse in einem Zusammenbauschritt, Risse, die durch einen Wärmezyklus verursacht werden, oder dergleichen unterdrückt werden. Insbesondere da eine Wärmespannung, eine mechanische Spannung oder dergleichen im Wesentlichen nur auf die Oberfläche wirken, kann das Auftreten eines Bruchs oder von Rissen unterdrückt werden, wenn der Oberflächenabschnitt aus dem Siliciumnitrid-Substrat 2 mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit aufgebaut ist.
Da andererseits die Wärmeleitfähigkeit des Verbundsubstrats 14a durch das Aluminiumnitrid-Substrat 15 erhalten wird, das sich zwischen den Siliciumnitrid-Substraten 2 befindet, kann als Wärmeleitfähigkeit des Verbundsubstrats 14a eine ausreichend hohe Wärmeleitfähigkeit erreicht werden. Auf diese Weise weist das Verbundsubstrat 14a beide charakteristischen Merkmale des Siliciumnitrid-Substrats 2 mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit und des Aluminiumnitrid-Substrats 15 mit hervorragender Wärmeleitfähigkeit auf.
Kupferplatten 4 sind an die Hauptflächen des Verbundsubstrats 14a gebunden, d. h. an die Siliciumnitrid-Substrate 2, um eine Schaltung (Verdrahtungsschicht) oder einen Halbleiterelementmontageabschnitt zu bilden, wodurch ein Keramik-Verbundsubstrat 1b gebildet wird. Die Kupferplatten 4 können an die Siliciumnitrid-Substrate 2 mit dem Bindungsverfahren mit aktivem Metall oder einem direkten Kupferbindungsverfahren (sogenanntes DBC-Verfahren) gebunden werden. Die Metallschicht, die als Schaltung oder dergleichen dient, kann nicht nur aus der vorstehend beschriebenen Kupferleiterplatte 4 zusammengesetzt sein, sondern auch durch Aufbringen einer Paste für einen dicken Film, Brennen oder dergleichen gebildet werden. Als Paste für einen dicken Film wird eine Paste, die ein hochschmelzendes Metall wie z. B. W oder Mo enthält, eine Ag-Cu-Legierungspaste, die ein aktives Metall enthält, oder dergleichen verwendet.
Ein weiteres Beispiel wird nachstehend unter Bezugnahme auf die 21 beschrieben.
Die 21 zeigt eine Anordnung, bei der die erfindungsgemäße Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte als Kühlkörper verwendet wird. Bei dieser Anordnung ist das Siliciumnitrid-Substrat 2 auf der oberen Oberflächenseite nur an den Umfangsabschnitt gebunden, auf den ein mechanischer Druck oder dergleichen direkt einwirkt, d. h. nur an den Umfangsabschnitt der oberen Oberfläche des Aluminiumnitrid-Substrats 15.
Das Siliciumnitrid-Substrat 2 auf der unteren Oberflächenseite ist an die gesamte Oberfläche des Aluminiumnitrid-Substrats 15 gebunden, wodurch das Verbundsubstrat 14a gebildet wird. Obwohl dies nicht gezeigt ist, sind die Siliciumnitrid-Substrate 2 und das Aluminiumnitrid-Substrat 15 mit dem Bindungsverfahren mit aktivem Metall, dem Glasbindungsverfahren oder dergleichen wie in der vorstehend beschriebenen Ausführungsform aneinander gebunden. Eine Kupferleiterplatte 4 ist an die Oberfläche des Siliciumnitrid-Substrats 2 auf der unteren Oberfläche in der gleichen Weise gebunden, wie es vorstehend beschrieben worden ist.
Wie es vorstehend beschrieben worden ist, kann bei der Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte gemäß dieser Ausführungsform ein elektronisches Bauteil wie z. B. ein Halbleiterelement 6 direkt auf dem Aluminiumnitrid-Substrat 15 montiert werden, das eine hervorragende Wärmeleitfähigkeit aufweist, da das Siliciumnitrid-Substrat 2 auf der oberen Oberflächenseite nur an den Umfangsabschnitt gebunden ist, auf den ein mechanischer Druck oder dergleichen direkt einwirkt. Daher kann Wärme von dem Halbleiterelement 6 schnell abgestrahlt werden. Auf diese Weise können bei einem erfindungsgemäßen Keramiksubstrat, auf dem elektronische Bauteile montiert werden, Klemmrisse in dem Zusammenbauschritt und Risse unterdrückt werden, die durch einen Wärmezyklus verursacht werden, während die Eigenschaften eines Kühlkörpers beibehalten werden.
Das Verbundsubstrat 14b, das die in der 21 gezeigte Struktur aufweist, kann als Einkapselungsbasis z. B. eines QFP verwendet werden. Insbesondere wenn ein Anschlusskammstreifen an das Siliciumnitrid-Substrat 2 gebunden wird, das an die obere Oberfläche des Aluminiumnitrid-Substrats 15 gebunden ist, können Risse oder dergleichen verhindert werden, die durch die Spannung gebildet werden, die durch das Binden des Anschlusskammstreifens verursacht wird. Da das Halbleiterelement 6 wie in einem Fall, bei dem der Kühlkörper angeordnet wird, direkt an dem Aluminiumnitrid-Substrat 15 montiert werden kann, können als Wärmeabstrahlungseigenschaften eines QFP bevorzugte Wärmeabstrahlungseigenschaften erhalten werden.
Wie es in der 21 gezeigt ist, ist das Siliciumnitrid-Substrat 2 in dem erfindungsgemäßen Keramik-Verbundsubstrat nicht zwangsläufig an die gesamte Oberfläche des Aluminiumnitrid-Substrats 15 gebunden, und das Siliciumnitrid-Substrat 2 kann teilweise an das Aluminiumnitrid-Substrat 15 gebunden sein.
Das erfindungsgemäße Keramik-Verbundsubstrat kann nicht nur als Keramiksubstrat, als Kühlkörper oder dergleichen verwendet werden, sondern auch als Basis einer Einkapselung für eine Halbleitervorrichtung, wie es vorstehend beschrieben worden ist. Wenn z. B. das erfindungsgemäße Verbundsubstrat als Einkapselungsbasis eines BGA, PGA oder dergleichen verwendet wird, wirkt eine Wärmespannung insbesondere auf den gebundenen Abschnitt zwischen dem Verbundsubstrat und dem gedruckten Verdrahtungssubstrat ein. Aus diesem Grund kann das Siliciumnitrid-Substrat zum Binden an die Seite verwendet werden, an der die Wärmespannung konzentrisch einwirkt. Insbesondere ist in dem erfindungsgemäßen Verbundsubstrat ein Siliciumnitrid-Substrat integral an eine Oberfläche eines Aluminiumsubstrats gebunden.
Auf diese Weise ist in dem erfindungsgemäßen Keramiksubstrat zur Montage eines elektronischen Bauteils die Bindungsposition des Siliciumnitrid-Substrats an dem Aluminiumnitrid-Substrat nicht auf eine spezifische Position beschränkt. Das Siliciumnitrid-Substrat kann an verschiedenen Positionen gebunden werden, die eine mechanische Festigkeit erfordern, und es können Verbundsubstrate mit verschiedenen Anordnungen verwendet werden.
Nachstehend wird ein Beispiel eines Keramik-Verbundsubstrats eines Stapeltyps unter Bezugnahme auf Beispiel 31 beschrieben.
Beispiel 31
Die Oberflächen der Siliciumnitrid-Sinterkörper der im Beispiel 16 hergestellten Proben 1 bis 51 (wobei die Proben 1 bis 14 nicht erfindungsgemäß sind) wurden poliert, wodurch aus jeder Sinterkörper-Probe zwei Siliciumnitrid-Substrate hergestellt wurden, die jeweils eine Dicke von 0,2 mm aufwiesen. Andererseits wurde eine große Anzahl von Aluminiumnitrid-Substraten hergestellt, welche die gleiche planare Form wie das Siliciumnitrid-Substrat, eine Wärmeleitfähigkeit von 170 W/m·K und eine Dicke von 0,4 mm aufwiesen.
Anschließend wurden die Siliciumnitrid-Substrate 2 mit dem Lötverfahren mit aktivem Metall an beide Oberflächen des Aluminiumnitrid-Substrats 15 gebunden, wodurch Verbundsubstrate 14a hergestellt wurden, die jeweils eine Dicke von 0,8 mm und die in der 19 gezeigte Sandwichstruktur aufwiesen. Mit dem Lötverfahren mit aktivem Metall wurden Kupferplatten 4 an beide Hauptoberflächen jedes Verbundsubstrats 14a gebunden. Danach wurde die resultierende Struktur geätzt, um ein vorgegebenes Verdrahtungsmuster auszubilden, wodurch Siliciumnitrid-Verbundleiterplatten gemäß Beispiel 31 hergestellt wurden.
Wenn die Biegefestigkeit jeder Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte 1l gemessen wurde, die so erhalten wurde, wie es vorstehend beschrieben worden ist, wies die Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte 1l einen bevorzugten Wert auf, d. h. einen Durchschnittswert von 500 MPa. Wenn mit jeder Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte ein Wärmezyklustest (233 K – RT – 398 K) durchgeführt wurde, wurden selbst nach 1000 durchgeführten Zyklen keine Risse festgestellt und die Stehspannung nahm nicht ab.
Beispiel 32
Das im Beispiel 31 hergestellte Aluminiumnitrid-Substrat 15, das eine Wärmeleitfähigkeit von 170 W/m·K und eine Dicke von 0,4 mm aufwies, und Siliciumnitrid-Substrate 2 mit einer Dicke von 0,2 mm, die aus den Siliciumnitrid-Sinterkörpern der Proben 1 bis 51 (wobei die Proben 1 bis 14 nicht erfindungsgemäß sind) auf der gleichen Ebene wie das Aluminiumnitrid-Substrat 15 herausgeschnitten worden sind, wurden unter Verwendung von Borosilicatglas aneinander gebunden, wodurch ein Verbundsubstrat 14a mit einer Dicke von 0,8 mm und einer in der 20 gezeigten Sandwichstruktur erhalten wurde. Anschließend wurden Kupferplatten 4 mit einem direkten Kupferbindungsverfahren (DBC-Verfahren) an beide Hauptflächen des Verbundsubstrats 14a gebunden. Die resultierende Struktur wurde zur Bildung eines Musters geätzt, wodurch Siliciumnitrid-Verbundleiterplatten 1l gemäß Beispiel 32 hergestellt wurden.
Wenn die Biegefestigkeit jeder Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte 1l gemessen wurde, die so erhalten wurde, wie es vorstehend beschrieben worden ist, wies die Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte 1l einen bevorzugten Wert auf, d. h. einen Durchschnittswert von 500 MPa. Wenn mit jeder Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte 1l ein Wärmezyklustest (233 K – RT – 398 K) durchgeführt wurde, wurden selbst nach 1000 durchgeführten Zyklen keine Risse festgestellt und die Stehspannung nahm nicht ab.
Vergleichsbeispiel 13
Kupferplatten wurden an beide Hauptflächen eines Aluminiumnitrid-Substrats, das eine Wärmeleitfähigkeit von 170 W/m·K und eine Dicke von 0,8 mm aufwies, mit einem direkten Bindungsverfahren (DBC-Verfahren) gebunden. Die resultierende Struktur wurde zur Bildung eines Musters geätzt. Wenn die Biegefestigkeit jeder Aluminiumnitrid-Leiterplatte gemessen wurde, die so erhalten wurde, wie es vorstehend beschrieben worden ist, wurde eine Biegefestigkeit von 300 MPa erhalten. Wenn mit der Keramik-Leiterplatte ein Wärmezyklustest (233 K – RT – 398 K) durchgeführt wurde, bildeten sich nach 300 durchgeführten Zyklen Risse und die Stehspannung nahm ab.
Vergleichsbeispiel 14
Kupferplatten wurden an beide Hauptflächen eines Aluminiumnitrid-Substrats, das eine Wärmeleitfähigkeit von 170 W/m·K und eine Dicke von 0,8 mm aufwies, mit einem Bindungsverfahren mit aktivem Metall gebunden. Die resultierende Struktur wurde zur Bildung eines Musters geätzt. Wenn die Biegefestigkeit jeder Aluminiumnitrid-Leiterplatte gemessen wurde, die so erhalten wurde, wie es vorstehend beschrieben worden ist, wurde eine Biegefestigkeit von 300 MPa erhalten. Wenn mit der Keramik-Leiterplatte ein Wärmezyklustest (233 K – RT – 398 K) durchgeführt wurde, bildeten sich nach 500 durchgeführten Zyklen Risse und die Stehspannung nahm ab.
Wie es vorstehend beschrieben worden ist, kann bei der erfindungsgemäßen Siliciumnitrid-Verbundleiterplatte die mechanische Festigkeit der Leiterplatte als Ganzes erhöht werden, ohne die ursprünglichen Eigenschaften wie z. B. die hohe Wärmeleitfähigkeit des Aluminiumnitrid-Substrats stark zu vermindern. Aus diesem Grund kann die Zuverlässigkeit beträchtlich verbessert werden.
Ein Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit ist an einem Abschnitt angeordnet, der insbesondere eine strukturelle Festigkeit erfordert, während ein Aluminiumnitrid-Substrat an einem Abschnitt angeordnet ist, der eine hohe Wärmeleitfähigkeit zur Montage eines wärmeerzeugenden Teils wie z. B. eines Halbleiterelements erfordert. Beide Substrate sind auf der gleichen Ebene angeordnet oder übereinander gestapelt. Da die Wärme, die durch das wärmeerzeugende Teil wie z. B. ein Halbleiterelement erzeugt wird, durch das Aluminiumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit schnell aus dem System heraus übertragen wird, sind die Wärmeabstrahlungseigenschaften sehr bevorzugt.
Da andererseits das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit an einem Abschnitt angeordnet ist, der eine hohe strukturelle Festigkeit erfordert, kann eine große maximale Biegung der Leiterplatte sichergestellt werden. Aus diesem Grund werden in dem Zusammenbauschritt keine Klemmrisse gebildet und eine Halbleitervorrichtung, bei der die Leiterplatte eingesetzt wird, kann bei einer hohen Herstellungsausbeute in einer Massenproduktion hergestellt werden.
GEWERBLICHE ANWENDBARKEIT
Wie es vorstehend beschrieben worden ist, wird eine erfindungsgemäße Siliciumnitrid-Leiterplatte derart ausgebildet, dass eine Metallleiterplatte integral an die Oberfläche eines Siliciumnitrid-Substrats mit hoher Wärmeleitfähigkeit gebunden wird, das eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit, bei denen es sich um die ursprünglichen Eigenschaften eines Siliciumnitrid-Sinterkörpers handelt, und eine Wärmeleitfähigkeit aufweist, die beträchtlich verbessert ist. Da die Zähigkeit der Leiterplatte hoch ist, können eine hohe maximale Biegung und eine hohe Bruchfestigkeit sichergestellt werden. Aus diesem Grund werden in dem Zusammenbauschritt keine Klemmrisse in der Leiterplatte gebildet und eine Halbleitervorrichtung, bei der die Leiterplatte eingesetzt wird, kann bei einer hohen Herstellungsausbeute in einer Massenproduktion hergestellt werden.
Da die Zähigkeit und die Festigkeit des Siliciumnitrid-Substrats hoch sind, werden in dem Substrat durch einen Wärmezyklus kaum Risse gebildet und die Wärmezyklusbeständigkeitseigenschaften werden beträchtlich verbessert. Daher kann eine Halbleitervorrichtung mit hervorragender Dauerbeständigkeit und Zuverlässigkeit bereitgestellt werden.
Da darüber hinaus das Siliciumnitrid-Substrat mit hoher Wärmeleitfähigkeit verwendet wird, werden die Wärmewiderstandseigenschaften signifikant verschlechtert und es können selbst dann hervorragende Wärmeabstrahlungseigenschaften erhalten werden, wenn auf der Leiterplatte Halbleiterelemente mit einer Tendenz zu einer hohen Ausgangsleistung und einer hohen Integrationsdichte verwendet werden.
Da insbesondere das Siliciumnitrid-Substrat selbst eine hervorragende mechanische Festigkeit aufweist, kann die Dicke dann, wenn die erforderlichen mechanischen Festigkeitseigenschaften konstant gehalten werden, im Vergleich zu einem Fall vermindert werden, bei dem ein anderes Keramiksubstrat verwendet wird. Da die Substratdicke vermindert werden kann, kann der Wärmewiderstand vermindert und die Wärmeabstrahlungseigenschaften weiter verbessert werden. Ein Substrat, das eine Dicke aufweist, die geringer ist als die Dicke eines herkömmlichen Substrats, weist die erforderlichen mechanischen Eigenschaften in ausreichender Weise auf. Aus diesem Grund kann eine Verkapselung der Leiterplatte mit hoher Dichte erfolgen und die Größe einer Halbleitervorrichtung kann vermindert werden.

Claims

Siliciumnitrid-Leiterplatte (1), umfassend: ein Siliciumnitrid-Substrat (2) mit hoher Wärmeleitfähigkeit, das aus einem Siliciumnitrid-Sinterkörper besteht, der 2,0 bis 17,5 Gew.-% eines Seltenerdelements als Oxid enthält und der 0,1 bis 3,0 Gew.-% mindestens eines Elements, das aus der Gruppe, bestehend aus Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo und W ausgewählt ist, als ein Oxid enthält, und der eine Wärmeleitfähigkeit von nicht weniger als 60 W/m·K und eine Dicke D_S von 0,25 bis 0,8 mm aufweist, und eine Metallleiterplatte (4), die an das Siliciumnitrid-Substrat (2) mit hoher Wärmeleitfähigkeit gebunden ist, wobei die Dicke D_S des Siliciumnitrid-Substrats (2) mit hoher Wärmeleitfähigkeit und die Dicke D_M der Metallleiterplatte (4) die Verhältnisformel D_S ≤ 2D_M erfüllen.
Siliciumnitrid-Leiterplatte (1) nach Anspruch 1, bei der die Dicke D_S des Siliciumnitrid-Substrats (2) mit hoher Wärmeleitfähigkeit und die Dicke D_M der Metallleiterplatte (4) die Verhältnisformel D_M ≤ D_S ≤ (5/3)D_M erfüllen.
Siliciumnitrid-Leiterplatte (1) nach Anspruch 1 oder 2, bei der die Metallleiterplatte (4) über eine Metallbindungsschicht, die mindestens ein aktives Metall enthält, das aus der Gruppe bestehend aus Ti, Zr, Hf und Nb ausgewählt ist, an das Siliciumnitrid-Substrat (2) mit hoher Wärmeleitfähigkeit gebunden ist.
Siliciumnitrid-Leiterplatte (1) nach Anspruch 1 oder 2, bei der die Metallleiterplatte (4) über eine Oxidschicht direkt an das Siliciumnitrid-Substrat (2) mit hoher Wärmeleitfähigkeit gebunden ist.
Siliciumnitrid-Leiterplatte (1) nach einem der Ansprüche 1 bis 4, bei welcher der Sillciumnitrid-Sinterkörper 2,0 bis 17,5 Gew.-% eines Seltenerdelements als Oxid und insgesamt nicht mehr als 0,3 Gew.-% Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Fremdelemente enthält.
Siliciumnitrid-Leiterplatte (1) nach einem der Ansprüche 1 bis 4, bei welcher der Siliciumnitrid-Sinterkörper 2,0 bis 17,5 Gew.-% eines Seltenerdelements als Oxid und insgesamt nicht mehr als 0,3 Gew.-% Li, Na, K, Fe, Ca, Mg, Sr, Ba, Mn und B als kationische Fremdelemente enthält, aus einer Siliciumnitrid-Kristallphase und einer Korngrenzenphase aufgebaut ist und ein Verhältnis der Phase aus einer kristallisierten Verbindung zu der gesamten Korngrenzenphase von nicht weniger als 20% aufweist.